EP4281591A1 - Process for producing a tool steel as a carrier for pvd coatings and a tool steel - Google Patents

Process for producing a tool steel as a carrier for pvd coatings and a tool steel

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EP4281591A1
EP4281591A1 EP22702639.0A EP22702639A EP4281591A1 EP 4281591 A1 EP4281591 A1 EP 4281591A1 EP 22702639 A EP22702639 A EP 22702639A EP 4281591 A1 EP4281591 A1 EP 4281591A1
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EP
European Patent Office
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weight
steel
steel material
temperature
carbides
Prior art date
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Pending
Application number
EP22702639.0A
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German (de)
French (fr)
Inventor
Alfred HACKL
Harald Leitner
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Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Original Assignee
Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
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Filing date
Publication date
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a steel material as a carrier for PVD coatings, a method for producing a high-pressure-resistant tool, such as a stamping tool, which is coated with a PVD coating.
  • the invention also relates to a steel material as a base for PVD coatings, a high-strength tool, such as a stamping tool, which is coated with a PVD coating, and the use of the steel material as a base for PVD coatings.
  • High-speed steels and modern cold-work steels are used in many areas and often have a very high level of hardness and sufficient toughness. Such steels are used, for example, for tools that remove by drilling, milling or cutting.
  • a high level of hot hardness is required, especially for high-speed work applications, since these areas of application not only lead to strong heating of the workpiece, but also to very strong heating of the tool. In this respect, it is important that these steels retain their mechanical characteristics even at higher working temperatures that may be achievable.
  • such steels are also exposed to high pressures in many cold work applications, so that high compressive strength is also required. This applies, for example, to fine blanking and stamping, so that the compressive strength is required here in order to avoid early chipping.
  • such steels are used as active elements in the field of stamping and precision blanking, which, in addition to high pressure loads, are also intended to withstand wear and tear.
  • the level of hardness and fatigue strength of the tool can also be increased with a suitable coating.
  • the surface of the tool is coated with a high-strength hard material. This increases the wear resistance and the service life of the tool and thus reduces the demands on tool steels in many areas of application.
  • a carrier material which has a high compressive strength, otherwise Hertzian pressure, for example, can lead to the "eggshell effect". This occurs when there is a large difference in hardness between the carrier material and hard material coating Hard material coating together because the soft surface gives in. When used, such tools have to withstand high pressures.
  • a pressure-resistant carrier material supports the effect of the hard material coating and thus leads to an overall improved performance of the tool.
  • high-strength tool steels it is also desirable for high-strength tool steels to have sufficient toughness to achieve long service lives and, in particular, to avoid brittleness that can lead to premature tool damage.
  • Known cold work steels are characterized by a high carbide content, which gives the steel a high degree of hardness. A high proportion of carbide also leads to high abrasive and adhesive wear resistance.
  • Known high-strength, high-performance tool steels for high-speed and cold-work applications include alloys which, in addition to iron, contain, for example, 0.8-2.4% carbon, 4-8% chromium, 2-5% molybdenum, 2-9% vanadium, 1-15% tungsten and up to contain up to 12% cobalt.
  • the essential proportion of these elements is intended to ensure high hardness, which is ensured on the one hand by the carbon, which allows the formation of carbides, these carbides being formed with the alloying elements chromium, molybdenum, tungsten and vanadium.
  • the primary carbides are precipitated from the liquid phase during cooling.
  • the nucleation in the liquid phase is fast, the growth of the carbides is accelerated and accordingly leads to large carbide particles with a size of about 15 pm.
  • the primary carbides occur more frequently in the segregation zones because the concentration of the carbide-forming elements is higher there. During a subsequent heat treatment, the segregation zones are partially broken down and the primary carbides are dissolved.
  • Secondary carbides are precipitated from the solid phase below the solidus temperature. They are usually smaller than the primary carbides and have a size of 1-2 pm.
  • the secondary carbides are formed, for example, from the alloying elements tungsten, molybdenum and vanadium and can be present as MC or MeC carbides, among other things.
  • Secondary hardening carbides are formed during heat treatment, especially during tempering at approx. 500 °C, when carbide-forming elements that are still dissolved in the matrix combine with carbon.
  • the secondary hardening carbides are very small and have a size of approx. 100 nm.
  • the hardness and toughness parameters cannot both be increased at will at the same time. As is known to those skilled in the art, very high hardness often means low toughness. The steels The low toughness observed with high proportions of carbide leads to premature tool failure in certain applications.
  • a high proportion of carbides is the main factor in achieving the desired high hardness of a cold work steel.
  • the associated reduction in toughness is accepted.
  • Another way to increase the hardness of the steel is to strengthen the steel matrix.
  • These are the so-called matrix steels, which by definition contain no carbides.
  • the known matrix steels show good fracture toughness and improved fatigue behavior.
  • the hardness level of such carbide-free steels is limited to max. 56-58 HRC.
  • Carbides distributed in the steel are necessary for higher hardness levels.
  • Matrix steels are also characterized by a comparatively low wear resistance.
  • Powder-metallurgical production has become established for these types of steel, in which liquid steel is broken down into a powder in a gas stream (atomization) and this powder is then compacted and shaped, in particular by hot isostatic pressing.
  • a high-speed steel is known from EP 1 469 094 B1, which has a hardness of 57 HRC, which is achieved by a high proportion of carbide-forming elements such as vanadium, molybdenum and tungsten.
  • the carbide particles have an average diameter of 0.5 ⁇ m and a density of more than 80 to 10 3 particles/mm 2 .
  • the carbide particles are formed during diffusion annealing at 1300 °C for 10 to 20 h and rapid cooling to 900 °C with a cooling rate of at least 3 °C/min and subsequent heating to 1100 °C for no longer than 10 h.
  • a high-speed steel is known from EP 3 050 986 B1, which has a relatively high hardness of 45-60 HRC, which is caused by a high carbide concentration.
  • the carbide precipitates are particles with a maximum size of 1 ⁇ m and an average diameter of 0.5 ⁇ m.
  • the heat treatment corresponds to that of heat treatment known from EP 1 469 094 B1.
  • the nitrogen content in the alloy composition has been greatly reduced and is at most 0.018% in order to reduce the formation of carbonitrides and thereby increase toughness.
  • a high-speed steel is known from EP 3 315 617 A1 which has a maximum hardness of 69 HRC and the following alloy layer in % by weight: 0.5-2.2 C, 0.1-1.0 Si, 0. 1-1.0 Mn, ⁇ 0.025 P, ⁇ 0.0040 S, 3.0-7.0 Cr, 5.0-30.0 W + 2Mo, 0.6-5.0 V, ⁇ 10 Co, ⁇ 0.3 AI, ⁇ 0.015 Ca, ⁇ 0.0100 N, ⁇ 0.0040 O (oxygen).
  • the steel matrix contains MC and MeC carbides of at least 0.4 ⁇ m, which have a surface area of at least 3.8% and 6.8% respectively.
  • the high proportion of large carbide particles serves to increase the wear resistance, which is 0.370x l0 -7 mm 3 /kg for the alloy layer mentioned.
  • the object of the invention is to create a method for producing a tool steel as a carrier for PVD coatings, which has a high level of hardness of at least 62 HRC and also has a high compressive strength in the form of the compression limit Rp0.2 of at least 2700 MPa.
  • the object is achieved with the steel material having the features of claim 7.
  • Advantageous developments are characterized in the subclaims dependent thereon.
  • a hybrid steel was developed which has a high level of hardness compared to known carbide-containing cold work steels and at the same time has a high level of toughness compared to known matrix steels.
  • the steel material according to the invention is characterized by a high compression limit Rp0.2. This creates a steel material that is exceptionally suitable as a carrier for subsequent PVD coatings and consequently for the production of a stamping tool in particular.
  • the carbide content is reduced compared to known types of steel with a comparable level of hardness. They are secondary carbides precipitated from the solid phase and have a small carbide size. The carbides contained are round and homogeneously distributed.
  • the steel material according to the invention does not contain any primary carbides. Surprisingly, a high level of hardness and high compressive strength (compression limit) are nevertheless achieved, with toughness being significantly increased. This is achieved with a powder-metallurgical production route, a balanced alloy composition and a heat treatment tailored to this.
  • the alloy according to the invention consists of the following elements:
  • V Vanadium
  • W Tungsten
  • Co Co
  • N Nitrogen
  • Titanium (Ti) ⁇ 1.5 ⁇ 0.3
  • the remainder is iron and alloy-related impurities.
  • alloying elements in such steels act as follows:
  • Carbon essentially serves to set the desired level of hardness.
  • the carbon content should not be too high, as this can lead to a high proportion of precipitations in the form of carbides, which could have a negative effect on toughness and fatigue strength.
  • the upper limit according to the invention is therefore 0.75% by weight, preferably 0.68% by weight, particularly preferably 0.63% by weight.
  • the lower limit according to the invention is 0.55% by weight, preferably 0.58% by weight.
  • the desired level of hardness is not achieved below 0.55% by weight. Above 0.75 wt%, primary carbides may form, thereby reducing toughness.
  • Si is a solid solution hardener and is not a carbide-forming element in steel, but influences the carbide precipitation kinetics in the steel. It stabilizes the carbon so that it is only available for the formation of carbides at higher temperatures. Silicon serves as a deoxidizing agent and is therefore present in low concentrations in almost all steels due to the manufacturing process. It increases scale resistance, yield strength and tensile strength without significantly reducing elongation. On the other hand, a decrease in the silicon content leads to a reduction in the anisotropy of the mechanical properties. A low silicon content allows for initial formation of metastable M3C carbides. These act as a C reservoir for the subsequent precipitation of the desired MC carbides.
  • the upper limit according to the invention is therefore 1.00% by weight, preferably 0.94% by weight, particularly preferably 0.88% by weight.
  • the lower limit according to the invention is 0.70% by weight. Below 0.70% by weight, the desired hardness cannot be reliably achieved.
  • the upper limit according to the invention is therefore 0.60% by weight, preferably 0.50% by weight, more preferably 0.40% by weight, particularly preferably 0.27% by weight.
  • the lower limit according to the invention is 0.20% by weight, preferably 0.22% by weight.
  • chromium With a proportion of more than 4.00% by weight, chromium leads to the desired solid solution strengthening. In general, chromium reduces the critical cooling rate and thus increases hardenability. The addition of chromium is important for through hardening, so that tools with larger dimensions can also be hardened. Furthermore, increased chromium content can lead to carbide precipitation of type M7C3 and thus increase hardness. Thus, too high a chromium content can also lead to negative effects in terms of toughness. In addition, too high a chromium content of more than 5.00% by weight can have negative effects on the retained austenite content during hardening.
  • the upper limit according to the invention is therefore 5.00% by weight, preferably 4.70% by weight, particularly preferably 4.23% by weight.
  • the lower limit according to the invention is 4.00% by weight, preferably 4.10% by weight.
  • Molybdenum forms special carbides and mixed carbides with iron. These are of the M2C, MeC and MC types.
  • the addition of molybdenum increases the activation energy for C diffusion in austenite and thus the diffusion coefficient for C or C diffusion humiliated. This results in the lower bainite start temperature (Bs) and reduced bainite formation.
  • Bs bainite start temperature
  • Mo leads to a refinement of the microstructure, ie a fine structure is predominant regardless of the cooling rate (1 °C/s to 60 °C/s). Grain coarsening remains low because of the low dissolution rate and the high dissolution temperature of the carbides (carbides counteract grain coarsening).
  • Austenitizing (solution annealing) at higher hardening temperatures can thus achieve improved tempering resistance, since more carbide-forming elements can be precipitated and more carbides are formed as a result.
  • the hard carbides also increase the high-temperature yield point and wear resistance.
  • Mo improves the scaling resistance of the steel. Contents that are too high impair the machinability and, if it remains dissolved in the matrix, the thermal conductivity. It could also happen that embrittlement occurs during tempering due to the occupation of the former austenite grain boundaries with carbides.
  • the upper limit according to the invention is therefore 3.50% by weight, preferably 3.20% by weight, particularly preferably 2.74% by weight.
  • the lower limit according to the invention is 1.80% by weight, preferably 2.00% by weight.
  • vanadium is one of the strongest carbide-forming elements because of its high affinity for C. During tempering, it forms fine and evenly distributed MC-type precipitates. These are preferred because of the higher thermal resistance compared to other carbide types. This leads to an increase in high-temperature strength, an increase in yield point and wear resistance and an improvement in tempering resistance. However, at higher concentrations, a higher hardening temperature is required to dissolve the thermally stable MC primary carbides.
  • the upper limit according to the invention is therefore 1.50% by weight, preferably 1.25% by weight, particularly preferably 1.12% by weight.
  • the lower limit according to the invention is 0.80% by weight, preferably 0.90% by weight.
  • Cobalt is an austenite stabilizing element. It does not form carbides but remains dissolved in the matrix and thus influences carbon diffusion. This leads to an increase in hot hardness, improved hot brittleness and the high matrix hardness according to the invention, which manifests itself in a high compression limit Rp0.2. Too high levels can Limit toughness, which is why the upper limit according to the invention is 5.00% by weight, preferably 4.30% by weight, particularly preferably 3.70% by weight. According to the invention, the lower limit is 3.00% by weight, preferably 3.50% by weight.
  • the nitride and carbonitride particles are relatively large because they are formed in the melt. Too much nitrogen can therefore reduce toughness and promote intergranular stress corrosion. More than 0.10% by weight of nitrogen can lead to a deterioration in toughness.
  • the steel material is usually atomized into powder with N2, it contains small traces of nitrogen due to the manufacturing process. Since few nitride formers (Al, Ti, Nb) are alloyed, no nitrides are formed, but N remains interstitially dissolved and increases the hardness of the matrix, which consists of martensite.
  • the upper limit according to the invention is therefore 0.10% by weight, preferably 0.80% by weight, particularly preferably 0.5% by weight.
  • the lower limit is 0.02% by weight, preferably 0.03% by weight, particularly preferably 0.04% by weight.
  • the upper limit according to the invention is 3.00% by weight, preferably 2.70% by weight, particularly preferably 2.40% by weight. According to the invention, the lower limit is 1.80% by weight, preferably 2.00% by weight.
  • the tungsten equivalent W eq which is defined as W+2Mo, shows the hot hardness and tempering resistance as well as a measure of the microstructure.
  • the W eq should be less than 10.0% by weight, preferably less than 9.1% by weight, since otherwise the toughness is reduced and the tendency to brittle fracture increases. This value is preferably between 7.5 and 8.2% by weight, particularly preferably 7.9% by weight, since this is advantageous for machinability as well as the hot hardness.
  • the Weq should not be less than 5.4% by weight.
  • this W eq setting can also have a positive effect on the structure, since the carbide content is high enough to achieve a high level of hardness and excellent wear resistance and at the same time is not unnecessarily high, which would have a negative impact on toughness.
  • Nickel is one of the alloying elements that promote solidification according to the stable iron-carbon system. By reducing the critical cooling rate, nickel increases through hardening and through aging. Nickel also increases toughness, especially in the low-temperature range, has a grain-refining effect and reduces sensitivity to overheating. High nickel contents result in small or sometimes negative coefficients of thermal expansion.
  • the upper limit according to the invention is 1.50% by weight.
  • the upper limit of the nickel content can preferably also be selected at 1.00, particularly preferably at 0.35 or 0.30 or 0.27 or 0.25% by weight. Nickel can also only be present as a production-related impurity, i.e. without intentional alloying.
  • the lower limit can be 0.04% by weight.
  • Niobium acts similarly to vanadium and forms MC-type carbides. However, niobium leads to a more angular shape of MC carbides, which is why the maximum addition is limited to 1.5% by weight, preferably to 0.5% by weight. Since Nb forms nitrides, which can impair atomization by "clogging", the upper limit can particularly preferably be 0.21% by weight, particularly preferably 0.11% by weight. The lower limit can be 0.002% by weight. Preferably no niobium is added.
  • Copper is an optional element that can contribute to increased hardness. If used, the preferred range is up to 1.00% by weight, more preferably up to 0.1% by weight. However, it is difficult to recycle Cu-bearing steel, so copper is not usually added intentionally. A technically feasible lower limit can be 0.006% by weight.
  • the preferred range is 0.02-1.50% by weight.
  • a particularly preferred upper limit is 0.3% by weight. However, typically none of these items are added.
  • the lower limit can be 0.005% by weight. Since Ti can also form nitrides, which can impair atomization by "clogging", the Ti upper limit can particularly preferably be 0.18% by weight, particularly preferably 0.09% by weight.
  • Aluminum is used as a deoxidizer.
  • the upper limit can be 1.5% by weight, preferably 0.3% by weight. Since Al forms nitrides, which can impair atomization by "clogging", the upper limit can particularly preferably be 0.18% by weight, particularly preferably 0.09% by weight. A technically feasible lower limit can be 0.005% by weight .
  • Boron can increase the hardness of the steel material.
  • the boron content is limited to 0.8% by weight, preferably ⁇ 0.006% by weight.
  • the lower limit can be 0.0002% by weight.
  • Phosphorus tends to diffuse to grain boundaries and weaken grain cohesion. Phosphorus is therefore limited to ⁇ 0.35% by weight, preferably to ⁇ 0.05% by weight. A technically feasible lower limit can be 0.001% by weight.
  • Sulfur contributes to better machinability. However, high S levels can have a negative effect on toughness. Therefore, sulfur is limited to ⁇ 0.35% by weight, preferably to ⁇ 0.05% by weight. A technically feasible lower limit can be 0.001% by weight.
  • the tool steel satisfies the following formula (1): 0.005 ⁇ 0.8[Nb] + [Ti] + [Al] ⁇ 0.18 where [Nb], [Ti], and [Al] represent the contents of represent Nb, Ti and Al in % by weight. Too much of these elements can cause clogging during atomization and degrade powder properties, so the upper limit may be 0.18 wt%.
  • the tool steel satisfies the following formula ( 2): 2.7 ⁇ 1/2 [ Mo] + [W] ⁇ 4.5 where [Mo] and [W] are the contents of Mo and W by weight. % represent. This results in particularly advantageously uniformly finely distributed carbides, since no primary carbides are formed, but rather the carbides are formed from the solid phase as secondary carbides.
  • the tool steel satisfies the following relation (3): 0.5 ⁇ [C]/[V] ⁇ 0.6 where [C] and [V] represent the contents of C and V in % by weight. Outside this ratio, primary MC-type carbides can form, reducing toughness.
  • This ratio can be achieved with the heat treatment according to the invention of the alloy according to the invention.
  • the toughness can be reduced. If this ratio is exceeded, i.e. too few carbides are formed, the grains can become coarser during hardening, i.e. excessive grain growth.
  • the hardness in HV is determined according to DIN EN ISO 6507-1.
  • the steel material is preferably processed by powder metallurgy.
  • a steel melt is generally atomized into powder. This powder is filled into a capsule, sealed airtight and then hot isostatically pressed (HIP process).
  • HIP process hot isostatically pressed
  • This already dense and homogeneous material is formed, for example by rolling or forging, and then annealed. Annealing is used for further processing of the steel material, such as subsequent surface treatment or the like. Heat treatment is then carried out. This can also be done at the customer's site, for example after the tool has been manufactured.
  • the steel material or tool is brought to a temperature range of 1100-1180 °C, with the holding time being selected depending on the temperature. The holding period begins when the steel material has been heated through, i.e. the desired temperature has also been reached in the core. After the intended holding time, the steel material is subjected to rapid cooling, in particular with an X value ⁇ 3, in particular between 0.08 and 3.
  • the carbide content is lowered to a range in which the person skilled in the art would expect a significantly reduced level of hardness and reduced compressive strength.
  • the nitrogen content is increased and is now significantly higher than in the known steel grades.
  • One skilled in the art would expect a reduced level of toughness in this area. According to the invention, however, it was found that, despite the reduction in the carbide content and the increase in the nitrogen content, the effects mentioned surprisingly do not occur and thus a high degree of hardness in combination with a high level of toughness is achieved.
  • the alloy according to the invention achieves a hardness of at least 62 HRC, preferably at least 63 HRC measured according to ASTM E18-17 with a high toughness of at least 73 J impact bending work at room temperature measured according to SEP 1314.
  • the alloy according to the invention has a high compressive strength, specified as the compression limit Rp0.2 of at least 2700 MPa, preferably >2800 MPa, more preferably >2900 MPa, particularly preferably >2950 MPa, determined by means of a uniaxial compression test in accordance with ASTM E606.
  • the compressive strength was not determined using standard cylinder compression tests, but using a uniaxial compression test as part of an LCF test (Low Cycle Fatigue) according to ASTM E606, with the test being carried out with the following parameters: Testing machine: servo-hydraulic Instron 8854, 250 kN load cell , Extensometer is a laser extensometer from Fiedler; Specimen type LCF specimen with shortened shaft; Sample size: 12 mm initial length Lo, 9 mm diameter; Test speed 0.00025 1/s, strain controlled; Test at room temperature. This is the strain-controlled loading of the first cycle of the LCF test.
  • the range around 1150° C. represents the optimal hardening temperature for the alloy according to the invention.
  • the matrix is enriched with the appropriate alloying elements, resulting in a high-strength matrix.
  • This is called the "Matrix" or "Steel Matrix”. denotes the material surrounding the carbides.
  • the high hardness and compressive strength is based not only on the carbides but also on the hard matrix.
  • the balanced alloy composition means that the carbide content is significantly lower at the hardening temperature according to the invention than in the known steel grades.
  • the subsequent tempering treatment is matched to the alloy composition according to the invention in such a way that the secondary hardening carbides that arise from the solid phase during tempering are significantly smaller.
  • the invention thus relates to a method for producing a tool steel for cold and high-speed work applications, with a steel material consisting of the following alloying elements: (all figures in % by weight):
  • V 0.80 to 1.50
  • N 0.020 to 0.10 and optionally one or more of
  • Phosphorus (P) ⁇ 0.35 remainder iron and unavoidable impurities resulting from the smelting process is melted and processed into a powder by atomization and the powder is then hot isostatically pressed and the hot isostatically pressed powder is then optionally hot-formed and further processed, with a heat treatment following, with the heat treatment being carried out in such a way that that the steel material and/or the tool made from it is first heated to a hardening temperature of 1100 °C - 1180 °C, then held at this hardening temperature for a maximum of 2 to 20 minutes and then at a cooling rate of ⁇ 3 to a temperature of ⁇ 60 °C C, preferably ⁇ 30 °C for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment comprising at least two cycles in which the steel material is heated to a temperature of 530 °C to 560 °C and at least two hours at this temperature of 530 °C to 560 °C and to a temperature ⁇ 60
  • three starting cycles are run.
  • the steel material which has at least one or more or all element(s) with the following concentration value(s): (all data in % by weight):
  • V 0.90 to 1.25
  • the steel material is heated at a hardening temperature selected from the group of 1180° C., 1160° C. or 1100° C. and for a duration selected from the group of a maximum of 2 minutes, a maximum of 3 minutes or a maximum of 20 minutes and then to a temperature ⁇ 60 °C for the purpose of hardening.
  • a hardening temperature selected from the group of 1180° C., 1160° C. or 1100° C. and for a duration selected from the group of a maximum of 2 minutes, a maximum of 3 minutes or a maximum of 20 minutes and then to a temperature ⁇ 60 °C for the purpose of hardening.
  • the steel material is tempered, the tempering treatment being at a temperature selected from the group of 530°C, 550°C or 560°C for a duration selected from the group of at least 1.5, 2, 2.5, 3, 3.5 hours is carried out whereby at least two tempering cycles are run and the steel material is preferably cooled to a temperature of ⁇ 60 °C after each tempering cycle.
  • the steel material is cooled to a temperature of ⁇ 30° C. after heating at the hardening temperature and/or after each tempering step.
  • the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1180° C. for a maximum of 2 minutes, then at a cooling rate of X ⁇ 3 to a temperature ⁇ 60° C., preferably ⁇ 30° C is cooled for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment being carried out at a temperature of 560 °C for at least 2 hours, with at least two tempering cycles being run and the steel material and/or the tool made from it preferably heated to one temperature after each tempering cycle of ⁇ 60°C, preferred
  • the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1160° C. for a maximum of 3 minutes, then at a cooling rate of X ⁇ 3 to a temperature ⁇ 60° C., preferably ⁇ 30° C is cooled for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment being carried out at a temperature of 530 °C for at least 2 hours, with at least two tempering cycles being run and the steel material and/or the tool made from it being preferably heated to one temperature after each tempering cycle of ⁇ 60°C, preferred
  • the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1150° C. for a maximum of 3 minutes, after which it is cooled at a rate of X ⁇ 3 to a temperature ⁇ 60° C., preferably ⁇ 30° C cooled for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment being carried out at a temperature of 530 °C for at least 2 hours, with at least two tempering cycles being run and the steel material and/or the tool made from it preferably heated to one temperature after each tempering cycle of ⁇ 60 °C, preferably ⁇ 30 °C.
  • the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1140° C. for a maximum of 3 minutes. it is then cooled at a cooling rate of X ⁇ 3 to a temperature of ⁇ 60° C., preferably ⁇ 30° C., for the purpose of hardening and then tempered, with the tempering treatment being carried out at a temperature of 530° C. for at least 2 hours at least two tempering cycles are run and the steel material and/or the tool made from it is preferably cooled to a temperature of ⁇ 60° C., preferably ⁇ 30° C., after each tempering cycle.
  • the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1100° C. for a maximum of 20 minutes, then at a cooling rate of X ⁇ 3 to a temperature ⁇ 60° C., preferably ⁇ 30° C is cooled for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment being carried out at a temperature of 530 °C for at least 2 hours, with at least two tempering cycles being run and the steel material and/or the tool made from it being preferably heated to one temperature after each tempering cycle of ⁇ 60 °C, preferably ⁇ 30 °C.
  • a steel matrix is advantageously created which comprises MC and MeC carbides to increase the hardness and compressive strength, the MC carbides having an average diameter of 0.6 ⁇ m and the MeC carbides having an average diameter of 0.9 ⁇ m.
  • a steel matrix is adjusted, with the carbide density in the matrix at a maximum of 27538 particles/mm 2 and a minimum of 12688 particles/mm 2 for MeC - and at a maximum of 39845 particles/mm 2 and a minimum of 21093 particles/mm 2 for MC carbides lies.
  • the particle density was determined by REM investigations of a cross-section finely polished with 0.05 pm Al2O3 OPS using 20 different measuring points, each with: image section 43.1 pm x 32.3 pm, image resolution 1024 x 768 pixels, 15 keV electron beam energy, InA sample current, 100 ps dwell time per pixel.
  • a steel matrix is set, with the average area proportion of the MeC carbides being at most 1.9% and the MC carbides being at most 1.3%.
  • the surface area was measured in the same way as the particle density and determined using EDX element distribution.
  • a steel material is advantageously formed which has a hardness of at least 62 HRC, preferably at least 63 HRC, measured according to ASTM E18-17.
  • a steel material is formed which has a toughness, measured as impact bending work at room temperature according to SEP 1314, of at least 73 J.
  • a steel material is formed that has a compressive strength, measured as compression limit Rp0.2, of >2700 MPa, preferably >2800 MPa, more preferably >2900 MPa, particularly preferably >2950 MPa.
  • the invention also relates to a tool steel for cold and high-speed applications, which is produced in particular according to the above-mentioned method, the steel material consisting of the following alloying elements (all figures in % by weight):
  • V 0.80 to 1.50
  • N 0.02 to 0.10 and optionally one or more of
  • Phosphorus (P) ⁇ 0.35 The remainder is iron and unavoidable impurities resulting from the smelting process.
  • the carbon content in the steel alloy has an upper limit of 0.75% by weight, preferably 0.68% by weight, particularly preferably 0.63% by weight and a lower limit of 0.55% by weight, preferably at 0.58% by weight. Less than 0.55% by weight.
  • the vanadium content in the steel alloy has an upper limit of 1.50% by weight, preferably 1.25% by weight, particularly preferably 1.12% by weight and a lower limit of 0.80% by weight, preferably 0.90% by weight.
  • the cobalt content in the steel alloy has an upper limit of 5.00% by weight, preferably 4.30% by weight, particularly preferably 3.70% by weight and a lower limit of 3.00% by weight. %, preferably 3.50% by weight.
  • the steel material and/or the tool made from it is hardened at 1100-1180° C. for a maximum of 2 to 20 minutes and cooled at a cooling rate of ⁇ 3 to a temperature of ⁇ 60° C., preferably ⁇ 30° C.
  • the steel material and/or the tool made from it is tempered at 530-560° C. for at least 2 hours with at least two tempering cycles.
  • the tool steel can be used as a carrier for a PVD coating.
  • the tool steel can be used for a stamping or fine blanking tool.
  • FIG. 1 the possible steel compositions according to the invention
  • Figure 2 is a comparison table showing two known steel materials and the material of the present invention.
  • FIG. 3 a highly schematized production route, the powder-metallurgical PM route is according to the invention
  • Figure 4 a thermodynamic stability calculation for various
  • FIG. 5 SEM images of an inventive hardened at 1150°C
  • FIG. 6 another SEM image of a cross section showing the MeC
  • FIG. 7 a heat treatment according to the invention.
  • FIG. 9 the carbide proportions at a hardening temperature of 1150° C.
  • FIG. 10 the size distribution of the MeC carbides
  • FIG. 11 the size distribution of the MC carbides
  • Figure 12 for hardening temperature 1030 °C: hardness and impact bending work (SB) in
  • Figure 13 for hardening temperature 1070 °C: hardness and impact bending work (SB) in
  • Figure 14 for hardening temperature 1150 °C: hardness and impact bending work (SB) in
  • FIG. 15 Compressive strength results
  • FIG. 16 examples of steel compositions according to the invention.
  • FIG. 17 examples of steel compositions not according to the invention.
  • Figure 18 exemplary heat treatment consisting of hardening and tempering.
  • FIG. 1 shows the analysis range within which the invention can be carried out and the effects according to the invention can be achieved.
  • FIG. 2 shows the composition of the steel material according to the invention, which is in the range of the composition according to FIG. 1 and represents an embodiment of the steel material.
  • This steel material is compared with two other embodiments, namely REF 1 (EP3050986) and REF 2 (EP1469094), which compared to the known embodiments the silicon, molybdenum and cobalt content are significantly increased and in particular the nickel content differs greatly and in particular is reduced .
  • FIG. 3 shows a conventional melt-metallurgical production route (not according to the invention), the possible powder-metallurgical production route for producing the powder (according to the invention), and corresponding objects therefrom.
  • a corresponding molten steel is atomized into a powder, in particular with nitrogen or other inert gases. If necessary, this powder is classified by sifting or sieving, and the classified powder is then combined into a desired particle size range, filled into a corresponding capsule, which is welded and then compacted by hot isostatic pressing. Accordingly, a material converted in this way can then be subjected to hot forming.
  • the dense and homogeneous material obtained by hot isostatic pressing can be rolled or forged to the required dimensions in a forming process.
  • the thickness after hot rolling can be example 60 mm, which corresponds to a degree of deformation of V times the diameter reduction.
  • Segregation occurs in steel materials that contain segregation-active elements and are manufactured using the conventional casting process. In the segregation zones there is often an imbalance in the element concentrations. This can lead to the formation of primary carbides, although primary carbide formation would not be expected due to the alloy position in thermodynamic equilibrium.
  • the powder metallurgical manufacturing route has the advantage that the occurrence of segregation zones and thus the formation of primary carbides are prevented.
  • the production parameters when atomizing the molten steel have a significant influence on the powder grain size and thus on the carbide grain size. Fine adjustment of the setting parameters for temperature and pressure is also necessary in the HIP process so that there is no carbide growth or carbide cluster formation. Particularly in the case of such high-alloy steels as in the subject matter according to the invention, high carbide proportions are often present. Carbides have a positive effect on compressive strength and hardness in general. Nevertheless, in terms of toughness, compressive strength and fatigue strength, carbides represent "defects" that limit these properties. In this regard, it is particularly important that the carbides are small, round and homogeneously distributed over the cross-section. Due to the high number of carbides, such In high-alloy steels, it is often the case that the carbides conglomerate during the conventional casting process, which can severely limit the toughness and fatigue strength and consequently also the service life of the tool made from them.
  • these are the so-called secondary hardening carbides of the MC and MeC types, which are formed from the solid phase during a tempering treatment.
  • the secondary carbides usually have a smaller particle size compared to the primary carbides separated from the melt.
  • FIG. 1 A thermodynamic stability calculation using ThermoCalc for different carbide phases is shown in FIG. The calculation shows which carbide phases are in equilibrium or thermodynamically stable at a certain temperature. This is necessary for setting the curing temperature at which there is sufficient solubility of the carbide phases is given.
  • Carbides of the M23C6 and M7C3 type completely dissolve in the matrix during hardening, carbides of the MC and M6C type largely, but not completely, dissolve. However, complete solubility of the carbides is not desired, which is why the maximum hardening temperature is limited to 1180 °C.
  • a certain proportion of carbides should remain in the structure during hardening in order to prevent the grains from becoming coarser. This can be explained by the fact that carbides act as growth brakes and slow down unwanted grain growth.
  • the maximum hardening temperature at which the effects according to the invention can still be achieved is 1180.degree. If the temperature is exceeded, more carbon and carbide formers are dissolved in the matrix. This increases the hardness of the steel material, but leads to a significant reduction in toughness. It is particularly important to adhere to the holding time, which must not be more than 2 minutes in the temperature range around 1180 °C. Longer holding times increase carbide growth at the stated temperature.
  • the optimal holding time here is a maximum of 3 minutes.
  • the lower limit according to the invention for the hardening temperature is therefore 1100.degree. C., in particular 1150.degree.
  • the upper temperature limit at which the effects according to the invention can also be achieved is 1180.degree.
  • FIG. A steel surface hardened at 1150° C. and then heat-treated according to the invention has fine, singular, finely distributed carbides. There are no segregations, carbide agglomerates or inhomogeneities in the structure.
  • the carbide phase distribution is particularly homogeneous (FIG. 6).
  • the carbides especially of type MC and MeC, are round and evenly distributed in the steel matrix. There are no carbide conglomerates. In addition, no large primary carbides are present.
  • a finely tuned heat treatment has a significant influence on the size, homogeneous distribution and finally the area percentage of the carbides. Since the secondary carbides are precipitated from the solid phase, a fine adjustment of the holding time matched to the respective hardening temperature and the subsequent tempering treatment is necessary.
  • the temperature range between 530° C. and 560° C. has turned out to be particularly advantageous for a tempering treatment in the case of the alloy layer according to the invention.
  • the temperature of 560 °C is exceeded, the level of hardness is reduced too much. If the temperature falls below 530 °C, the toughness is significantly reduced. In addition, this leads to an increased proportion of retained austenite, which cannot be completely eliminated even after a three-stage tempering treatment. Therefore, the upper limit for the tempering treatment is 560°C and the lower limit is 530°C.
  • Hardening and tempering treatments according to the invention are shown in FIG.
  • the steel material and/or the tool made from it is hardened at a temperature of 1180° C. for a maximum of 2 minutes and then rapidly cooled to ⁇ 30° C. with X ⁇ 3 (FIG. 7).
  • X values are used to define cooling rates and describe the time required to cool a steel from 800 °C to 500 °C in hectoseconds.
  • the temperature falls below the 30 °C limit, since the retained austenite is broken down here.
  • a residual austenite can severely affect the mechanical characteristics. It can also lead to tool failure. This can be explained by a structural transformation during operation, which is accompanied by a change in volume and dimensions.
  • the steel is heated two or three times at 560 °C for 120 minutes each time tempered. After each tempering cycle, the steel material is preferably cooled to ⁇ 30 °C.
  • the proportion of retained austenite is significantly reduced after each hardening and tempering cycle consisting of heating, holding and cooling. Depending on the desired minimum retained austenite content, up to three tempering cycles can be provided, since with each additional tempering cycle a further portion of the retained austenite turns into the desired martensite.
  • the lowest possible proportion of retained austenite is so advantageous because it transforms under load and the corresponding part, e.g. a punch, can then tend to brittle fracture.
  • cooling to ⁇ 60° C., preferably ⁇ 30° C. must take place after each hardening cycle and advantageously after each tempering cycle.
  • the steel material and/or the tool made from it is hardened at 1160° C. for a maximum of 3 minutes. It is then cooled to ⁇ 30 °C, with the values ⁇ 3 being observed. After cooling, the steel material is tempered two or three times at 560°C for 120°C each. After each tempering cycle, the steel material is preferably cooled to ⁇ 30 °C.
  • the steel and/or the tool made from it is hardened at a temperature of 1150° C. for a maximum of 3 minutes and then cooled to ⁇ 30° C.
  • the steel is then tempered two or three times at 530 °C for 120 minutes each. After each tempering cycle, the steel material is preferably cooled to ⁇ 30 °C.
  • the steel and/or the tool made from it is hardened at 1140° C. for a maximum of 3 minutes. It is then cooled to ⁇ 30 °C and tempered two or three times at 530 °C for 120 min each time. After each tempering cycle, the steel is preferably cooled to ⁇ 30 °C.
  • the steel material and/or the tool made from it is hardened at 1100° C. for a maximum of 20 minutes and then cooled to ⁇ 30° C. Subsequently, the steel material is subjected to a tempering treatment of two or three cycles of tempering at 530 °C for 120 min each. After each tempering cycle, the steel is preferably cooled to ⁇ 30 °C.
  • the tempering treatment according to the invention provides for tempering to be carried out immediately after hardening for at least 2 hours for each tempering cycle, with the furnace being set to the tempering temperature as a target value. Direct heating to this setpoint is carried out, this being done in a nitrogen atmosphere. In each cycle, the set temperature is heated for 2 hours and then the heating is switched off while the nitrogen atmosphere is present. The end temperature is below 30 °C and when it is reached the next cycle is started. Two or three cranking cycles are carried out. It is of course possible to carry out each tempering cycle differently with regard to the tempering temperature or heating and cooling rates, but it can certainly be advantageous to carry out each tempering cycle identically.
  • the resulting carbide content varies depending on the heat treatment and in particular on the hardening temperature used, as this dissolves elements that are required for the formation of the later secondary hardening carbides. However, it is advantageous if a certain proportion of secondary carbides is retained in the structure. This slows grain growth and thus prevents the grains from becoming coarse.
  • the sample hardened at 1070 °C contains 1.59% and 2.62% MeC carbides. Hardening at 1030 °C gives 1.51% MC and 3.43% MeC carbides. The lowest carbide content is determined in the sample hardened at 1150 °C and is accordingly 1.33% for MC and 2.45% for MeC carbides. The results show that the desired low carbide content can only be achieved in the narrow temperature window according to the invention. The carbide content is given as an area fraction.
  • the vanadium-rich MC carbides have a maximum size of 1.5 ⁇ m and the tungsten and molybdenum-rich MeC carbides have a maximum size of 2.1 ⁇ m.
  • the average diameter of the small MC carbides is 0.6 ⁇ m, while the average diameter of the larger MeC carbides is 0.9 ⁇ m (FIG. 9).
  • the size distribution of the MC and MeC carbides is shown in Figures 10 and 11. Carbide size is given as ECD (Equivalent Circle Diameter).
  • the carbide density in the matrix is a maximum of 27538 particles/mm 2 for MeC and a maximum of 39845 particles/mm 2 for MC carbides. Accordingly, it is advantageous if the average area proportion of the large MeC carbides is at most 1.9% and the small MC carbides is at most 1.3%.
  • FIG. 15 shows the results of the uniaxial compression test with modulus of elasticity (E), 0.05% compression limit at 0.05% deformation (Rp0.05), 0.01% compression limit at 0.1% deformation (Rp0.1 ) and compression limit at 0.2% deformation (Rp0.2). The samples are measured at room temperature with a test speed of 0.00025 1/s.
  • the specimens are of the LCF type with a shortened shank and have a diameter of 9 mm and an initial gauge length (Lo) of 12 mm (measured with an Instron 8854 servo-hydraulic testing machine, load cell 250 kN).
  • FIG. 16 shows various powder-metallurgically produced steels according to the invention, heat treatments and the resulting hardness in HRC, toughness in the form of impact bending work (SB) in Joule and compression limit Rp0.2 in MPa.
  • FIG. 17 shows various steel compositions not according to the invention, which were tempered with a heat treatment consisting of hardening and tempering and the resulting hardness, toughness and compression limit.
  • FIG. 18 shows an exemplary heat treatment consisting of hardening and 3 tempering cycles.
  • the hardening temperature of 1150°C two breakpoints are introduced, the first at 690°C, the second at 850°C. These ensure the heating of the steel material.
  • the alloy composition and heat treatment according to the invention it is possible to create a steel material with an excellent combination of hardness and toughness.
  • the material according to the invention has an exceptionally good toughness with a very high degree of hardness, so that it has been possible to reconcile two conflicting mechanical properties.
  • the advantage of the invention is that the advantage in terms of hardness and toughness, in particular at the specified hardening temperature of around 1150° C., can be achieved if the specified heat treatment cycle is observed. At the specified hardening temperature, a hardness of 65 HRC and toughness of 73 J can be achieved. Even small downward or upward deviations in the hardening temperature cannot be ruled out, but the significant hardness-toughness advantages over the prior art are no longer guaranteed to the same extent. At temperatures above 1180 °C there is a risk that the material will begin to melt, which is also undesirable.
  • the advantage of the invention is that the method according to the invention makes it possible to achieve very reliable mechanical properties that were previously incompatible with one another in this form.
  • very high hardness values of over 62 HRC are achieved with toughness of 70-90 J or more (measured as impact bending work at room temperature according to SEP 1314), which previously could not be reliably achieved with these materials in this form in this area. To do this, it is necessary to adhere to this narrow selection.
  • a high compressive strength, measured as the compression limit Rp0.2, of over 2700 MPa is achieved with a hardness level of 62-65 HRC.
  • Such a steel material is excellently suited as a carrier material for PVD coatings, in particular hard material coatings, and for the production of high-strength tools, in particular stamping and fine-blanking tools.

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Abstract

The invention relates to a tool steel and to a process for producing a tool steel for cold and/or high speed applications, in particular as an intermediate product for the production of cold and/or high speed tools having a PVD coating consisting of the following alloying elements: (all figures in % by wt.): C = 0.55 to 0.75, Si = 0.70 to 1.00, Mn = 0.20 to 0.5015, Cr = 4.00 to 5.00, Mo = 1.80 to 3.50, V = 0.80 to 1.50, W = 1.80 to 3.00, Co = 3.00 to 5.0020, N = 0.02 to 0.10 and optionally one or more of Ni ≤ 1.525, Cu ≤ 1.0, Ti ≤ 1.5, Nb ≤ 1.5, Ta ≤ 1.5, Hf ≤ 1.530, Zr ≤ 1.5, Al ≤ 1.5, B ≤ 0.8, S ≤ 0.35, P ≤ 0.3535, residual iron and unavoidable impurities associated with melting.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Werkzeuqstahls als Träger für PVD-Beschichtunqen und ein Werkzeuqstahl Process for producing a tool steel as a carrier for PVD coatings and a tool steel
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlmaterials als Träger für PVD- Beschichtungen, ein Verfahren zum Herstellen eines hochdruckfesten Werkzeugs, wie eines Stanzwerkzeugs, welches mit einer PVD-Beschichtung beschichtet ist. Die Erfindung betrifft ferner ein Stahlmaterial als Träger für PVD-Beschichtungen, ein hochfestes Werkzeug, wie ein Stanzwerkzeug, welches mit einer PVD-Beschichtung beschichtet ist sowie eine Verwendung des Stahlmaterials als Träger für PVD-Beschichtungen. The invention relates to a method for producing a steel material as a carrier for PVD coatings, a method for producing a high-pressure-resistant tool, such as a stamping tool, which is coated with a PVD coating. The invention also relates to a steel material as a base for PVD coatings, a high-strength tool, such as a stamping tool, which is coated with a PVD coating, and the use of the steel material as a base for PVD coatings.
Bekannte Werkzeug stähle umfassen heute ein breites Einsatzspektrum. Schnellarbeitsstähle und moderne Kaltarbeitsstähle werden in vielen Bereichen eingesetzt und besitzen oft ein sehr hohes Härteniveau sowie eine ausreichende Zähigkeit. Derartige Stähle werden beispielsweise für Werkzeuge eingesetzt, die bohrend, fräsend oder spanend abtragen. Speziell für Schnellarbeitsanwendungen ist eine hohe Warmhärte gefordert, da diese Einsatzbereiche nicht nur zu einer starken Erwärmung des Werkstücks, sondern auch zu einer sehr starken Erwärmung des Werkzeuges führen. Insofern ist es wichtig, dass diese Stähle ihre mechanischen Kennwerte auch bei möglicherweise erreichbaren höheren Arbeitstemperaturen beibehalten. Derartige Stähle sind jedoch auch bei vielen Kaltarbeitsanwendungen hohen Drücken ausgesetzt, so dass zusätzlich eine hohe Druckfestigkeit verlangt wird. Dieses trifft zum Beispiel beim Feinschneiden und Stanzen zu, so dass die Druckfestigkeit hier benötigt wird, um ein frühzeitiges Chipping zu vermeiden. Well-known tool steels today cover a wide range of applications. High-speed steels and modern cold-work steels are used in many areas and often have a very high level of hardness and sufficient toughness. Such steels are used, for example, for tools that remove by drilling, milling or cutting. A high level of hot hardness is required, especially for high-speed work applications, since these areas of application not only lead to strong heating of the workpiece, but also to very strong heating of the tool. In this respect, it is important that these steels retain their mechanical characteristics even at higher working temperatures that may be achievable. However, such steels are also exposed to high pressures in many cold work applications, so that high compressive strength is also required. This applies, for example, to fine blanking and stamping, so that the compressive strength is required here in order to avoid early chipping.
Insbesondere werden derartige Stähle als Aktivelemente im Bereich von Stanzen und Feinschneiden eingesetzt, welche neben einer hohen Druckbelastung ebenfalls Abnutzung durch Verschleiß standhalten sollen. Das Härteniveau und die Ermüdungsfestigkeit des Werkzeugs können zudem durch eine geeignete Beschichtung erhöht werden. In den letzten Jahren gab es bedeutende Fortschritte in Hartstoffbeschichtungen der Werkzeug stähle. Hierbei wird die Oberfläche des Werkzeugs mit einem hochfesten Hartstoff beschichtet. Dadurch wird die Verschleißbeständigkeit sowie die Lebensdauer des Werkzeugs erhöht und somit die Anforderungen an Werkzeug stählen in vielen Anwendungsgebieten gesenkt. In particular, such steels are used as active elements in the field of stamping and precision blanking, which, in addition to high pressure loads, are also intended to withstand wear and tear. The level of hardness and fatigue strength of the tool can also be increased with a suitable coating. In recent years there have been significant advances in hard coatings for tool steels. The surface of the tool is coated with a high-strength hard material. This increases the wear resistance and the service life of the tool and thus reduces the demands on tool steels in many areas of application.
Allerdings ist für den Einsatz derartiger Hartstoffbeschichtungen ein Trägermaterial notwendig, welches eine hohe Druckfestigkeit aufweist, da es ansonsten durch beispielsweise Hertzsche Pressung zum „Eierschalen-Effekt" kommen kann. Dieser tritt auf, wenn ein hoher Härteunterschied zwischen Trägermaterial und Hartstoffbeschichtung besteht. Dabei bricht die Hartstoffbeschichtung zusammen, weil der weiche Untergrund nachgibt. Beim Einsatz müssen derartige Werkzeuge hohen Drücken standhalten. Ein druckfestes Trägermaterial unterstützt die Wirkung der Hartstoffbeschichtung und führt somit zu einer insgesamt verbesserten Leistung des Werkzeugs. However, for the use of such hard material coatings, a carrier material is necessary which has a high compressive strength, otherwise Hertzian pressure, for example, can lead to the "eggshell effect". This occurs when there is a large difference in hardness between the carrier material and hard material coating Hard material coating together because the soft surface gives in. When used, such tools have to withstand high pressures. A pressure-resistant carrier material supports the effect of the hard material coating and thus leads to an overall improved performance of the tool.
Es ist bekannt, derartige Werkzeug stähle mittels PVD-Technologie zu beschichten. Als gängige Beschichtungsmaterialien, insbesondere zur Erzeugung von Hartschichten werden beispielsweise DLC-Schichten (Diamond Like Carbon), Metalloxide (AI2O3), -nitride (AICrN, AITiN, AICrSiN,...) und -karbonitride (TiCN,..) als auch alternierende Schichtsysteme, insbesondere aus Titan, Aluminium und Chrom sowie Mischungen dieser Metalle, verwendet. It is known to coat such tool steels using PVD technology. Common coating materials, especially for producing hard layers, are, for example, DLC layers (Diamond Like Carbon), metal oxides (AI2O3), nitrides (AICrN, AITiN, AICrSiN,...) and carbonitrides (TiCN,...) as well as alternating ones Layer systems, in particular of titanium, aluminum and chromium and mixtures of these metals used.
Es ist ferner erwünscht, dass hochfeste Werkzeugstähle eine ausreichende Zähigkeit besitzen, um hohe Standzeiten zu erlangen und insbesondere Sprödigkeiten zu vermeiden, die zu einer vorzeitigen Werkzeugbeschädigung führen können. It is also desirable for high-strength tool steels to have sufficient toughness to achieve long service lives and, in particular, to avoid brittleness that can lead to premature tool damage.
Zudem ist es erwünscht, dass derartige Stähle bzw. Werkzeuge eine hohe Ermüdungsfestigkeit aufweisen. In addition, it is desirable for such steels or tools to have high fatigue strength.
Es ist bekannt, Kaltarbeitsstähle zur Herstellung hochfester Werkzeuge zu verwenden. Bekannte Kaltarbeitsstähle zeichnen sich durch einen hohen Karbidgehalt aus, welcher dem Stahl eine hohe Härte verleiht. Ein hoher Karbidanteil führt ebenfalls zu einer hohen abrasiven und adhäsiven Verschleißbeständigkeit. Bekannte hochfeste Hochleistungswerkzeugstähle für Schnellarbeits- und Kaltarbeitsanwendungen umfassen Legierungen, die neben Eisen beispielsweise 0,8 - 2,4 % Kohlenstoff, 4 - 8 % Chrom, 2 - 5 % Molybdän, 2 - 9 % Vanadium, 1 - 15 % Wolfram und bis zu 12 % Kobalt enthalten. It is known to use cold work steels to produce high-strength tools. Known cold work steels are characterized by a high carbide content, which gives the steel a high degree of hardness. A high proportion of carbide also leads to high abrasive and adhesive wear resistance. Known high-strength, high-performance tool steels for high-speed and cold-work applications include alloys which, in addition to iron, contain, for example, 0.8-2.4% carbon, 4-8% chromium, 2-5% molybdenum, 2-9% vanadium, 1-15% tungsten and up to contain up to 12% cobalt.
Der wesentliche Anteil dieser Elemente soll eine hohe Härte sicherstellen, die einerseits über den Kohlenstoff gewährleistet wird, welcher die Karbidbildung erlaubt, wobei diese Karbide mit den Legierungselementen Chrom, Molybdän, Wolfram und Vanadium gebildet werden. The essential proportion of these elements is intended to ensure high hardness, which is ensured on the one hand by the carbon, which allows the formation of carbides, these carbides being formed with the alloying elements chromium, molybdenum, tungsten and vanadium.
Bei der Karbidbildung wird zwischen Primär-, Sekundär- und Sekundärhärtekarbiden unterschieden. Die Primärkarbide werden aus der Flüssigphase während der Abkühlung ausgeschieden. Die Nukleation in der Flüssigphase ist schnell, das Wachstum der Karbide ist beschleunigt und führt entsprechend zu großen Karbidpartikeln, die eine Größe von ca. 15 pm aufweisen. Die Primärkarbide kommen vermehrt in den Seigerungszonen vor, weil die Konzentration der karbidbildenden Elemente dort höher ist. Während einer nachfolgenden Wärmebehandlung werden die Seigerungszonen teilweise abgebaut und die Primärkarbide aufgelöst. In the case of carbide formation, a distinction is made between primary, secondary and secondary hardness carbides. The primary carbides are precipitated from the liquid phase during cooling. The nucleation in the liquid phase is fast, the growth of the carbides is accelerated and accordingly leads to large carbide particles with a size of about 15 pm. The primary carbides occur more frequently in the segregation zones because the concentration of the carbide-forming elements is higher there. During a subsequent heat treatment, the segregation zones are partially broken down and the primary carbides are dissolved.
Sekundärkarbide werden unter der Solidustemperatur aus der Festphase ausgeschieden. Sie sind in der Regel kleiner als die Primärkarbide und weisen eine Größe von 1-2 pm auf. Die Sekundärkarbide entstehen beispielsweise aus den Legierungselementen Wolfram, Molybdän und Vanadium und können unter anderem als MC- oder MeC-Karbide vorliegen. Secondary carbides are precipitated from the solid phase below the solidus temperature. They are usually smaller than the primary carbides and have a size of 1-2 pm. The secondary carbides are formed, for example, from the alloying elements tungsten, molybdenum and vanadium and can be present as MC or MeC carbides, among other things.
Sekundärhärtekarbide entstehen während der Wärmebehandlung, insbesondere während des Anlassens bei ca. 500 °C, indem sich noch in der Matrix gelöste karbidbildende Elemente mit Kohlenstoff verbinden. Die Sekundärhärtekarbide sind sehr klein und haben eine Größe von ca. 100 nm. Secondary hardening carbides are formed during heat treatment, especially during tempering at approx. 500 °C, when carbide-forming elements that are still dissolved in the matrix combine with carbon. The secondary hardening carbides are very small and have a size of approx. 100 nm.
Es ist bekannt, dass Karbide Fehlstellen in der Matrix darstellen, welche rissauslösend wirken können. Hierdurch wird primär das Zähigkeitsniveau des Stahls herabgesetzt. Demzufolge sind Stähle mit sehr hohen Karbidanteilen spröde und eine gute Zähigkeit ist schwierig zu erreichen. It is known that carbides represent defects in the matrix, which can have the effect of triggering cracks. This primarily reduces the level of toughness of the steel. As a result, steels with very high carbide contents are brittle and good toughness is difficult to achieve.
Die Parameter Härte und Zähigkeit sind nicht beide gleichzeitig beliebig steigerbar. Wie dem Fachmann bekannt ist, bedingt eine sehr hohe Härte oft eine geringe Zähigkeit. Die bei Stählen mit hohen Karbidanteilen zu beobachtende geringe Zähigkeit führt bei gewissen Anwendungen zu frühzeitigem Werkzeugausfall. The hardness and toughness parameters cannot both be increased at will at the same time. As is known to those skilled in the art, very high hardness often means low toughness. The steels The low toughness observed with high proportions of carbide leads to premature tool failure in certain applications.
Ein hoher Anteil an Karbiden ist die Haupt-Stellschraube um die erwünschte hohe Härte eines Kaltarbeitsstahls zu erreichen. Die damit einhergehende Verringerung der Zähigkeit wird in Kauf genommen. Eine andere Möglichkeit, die Härte des Stahls zu erhöhen liegt in der Verfestigung der Stahlmatrix. Hierbei handelt es sich um die so genannten Matrixstähle, welche per Definition keine Karbide enthalten. Die bekannten Matrixstähle zeigen eine gute Bruchzähigkeit und ein verbessertes Ermüdungsverhalten. Das Härteniveau derartiger karbidfreier Stähle ist allerdings limitiert auf max. 56-58 HRC. Für höhere Härteniveaus sind im Stahl verteilte Karbide notwendig. Matrixstähle zeichnen sich auch durch einen vergleichsweise geringen Verschleißwiderstand aus. A high proportion of carbides is the main factor in achieving the desired high hardness of a cold work steel. The associated reduction in toughness is accepted. Another way to increase the hardness of the steel is to strengthen the steel matrix. These are the so-called matrix steels, which by definition contain no carbides. The known matrix steels show good fracture toughness and improved fatigue behavior. However, the hardness level of such carbide-free steels is limited to max. 56-58 HRC. Carbides distributed in the steel are necessary for higher hardness levels. Matrix steels are also characterized by a comparatively low wear resistance.
Es ist bekannt, dass gewisse hochlegierte Stahlgüten, die eine besonders hohe Härte aufweisen, über herkömmliche Herstellungsrouten wie Blockguss und anschließender Umformung, wie Schmieden, Walzen oder dergleichen nicht mehr ohne Weiteres herstellbar sind aufgrund der starken Seigerungsneigung und der inhomogenen Karbidverteilung, welche die Zähigkeit für den Einsatz zu stark verringern. It is known that certain high-alloy steel grades, which have a particularly high hardness, can no longer be easily produced using conventional production routes such as ingot casting and subsequent forming, such as forging, rolling or the like due to the strong tendency to segregate and the inhomogeneous carbide distribution, which affects the toughness for reduce the effort too much.
Für diese Stahlsorten hat sich eine pulvermetallurgische Herstellung etabliert, bei der flüssiger Stahl im Gasstrom zu einem Pulver zerteilt wird (Verdüsung) und dieses Pulver anschließend insbesondere durch heiß-isostatisches Pressen verdichtet und in Form gebracht wird. Powder-metallurgical production has become established for these types of steel, in which liquid steel is broken down into a powder in a gas stream (atomization) and this powder is then compacted and shaped, in particular by hot isostatic pressing.
Aus der EP 1 469 094 Bl ist ein Schnellarbeitsstahl bekannt, der eine Härte von 57 HRC aufweist, welche durch einen hohen Anteil an karbidbildenden Elementen, wie Vanadium, Molybdän und Wolfram, erreicht wird. Die Karbidpartikel haben einen Durchschnittsdurchmesser von 0,5 pm und eine Dichte von mehr als 80 bis 103 Partikel/mm2. Die Bildung der Karbidpartikel erfolgt bei einem Diffusionsglühen bei 1300 °C für 10 h bis 20 h und einer schnellen Abkühlung auf 900 °C mit mindestens 3 °C/min Abkühlgeschwindigkeit und anschließender Erwärmung auf 1100 °C für nicht länger als 10 h. A high-speed steel is known from EP 1 469 094 B1, which has a hardness of 57 HRC, which is achieved by a high proportion of carbide-forming elements such as vanadium, molybdenum and tungsten. The carbide particles have an average diameter of 0.5 μm and a density of more than 80 to 10 3 particles/mm 2 . The carbide particles are formed during diffusion annealing at 1300 °C for 10 to 20 h and rapid cooling to 900 °C with a cooling rate of at least 3 °C/min and subsequent heating to 1100 °C for no longer than 10 h.
Aus der EP 3 050 986 Bl ist ein Schnellarbeitsstahl bekannt, der eine relativ hohe Härte von 45-60 HRC aufweist, welche durch eine hohe Karbidkonzentration bedingt ist. Die Karbidausscheidungen sind Partikel, die maximal 1 pm groß sind und einen Durchschnittsdurchmesser von 0,5 pm aufweisen. Die Wärmebehandlung entspricht der aus der EP 1 469 094 Bl bekannten Wärmebehandlung. Allerdings ist bei der Legierungszusammensetzung der Stickstoffgehalt stark abgesenkt und beträgt höchstens 0,018 %, um die Bildung von Karbonitriden zu verringern und hierdurch die Zähigkeit zu erhöhen. A high-speed steel is known from EP 3 050 986 B1, which has a relatively high hardness of 45-60 HRC, which is caused by a high carbide concentration. The carbide precipitates are particles with a maximum size of 1 μm and an average diameter of 0.5 μm. The heat treatment corresponds to that of heat treatment known from EP 1 469 094 B1. However, the nitrogen content in the alloy composition has been greatly reduced and is at most 0.018% in order to reduce the formation of carbonitrides and thereby increase toughness.
Aus der EP 3 315 617 Al ist ein Schnellarbeitsstahl bekannt, der eine Maximalhärte von 69 HRC besitzt und die folgende Legierungslage in Gew.-% aufweist: 0,5-2, 2 C, 0, 1-1,0 Si, 0, 1-1,0 Mn, < 0,025 P, < 0,0040 S, 3, 0-7,0 Cr, 5,0-30,0 W + 2Mo, 0, 6-5,0 V, <10 Co, < 0,3 AI, < 0,015 Ca, < 0,0100 N, < 0,0040 O (Sauerstoff). In der Stahlmatrix sind MC- und MeC- Karbide von mindestens 0,4 pm enthalten, die einen Flächenanteil von jeweils mindestens 3,8 % und 6,8 % aufweisen. Der hohe Flächenanteil an großen Karbidpartikeln dient der Erhöhung der Verschleißbeständigkeit, die für die genannte Legierungslage bei 0,370x l0-7 mm3/kg liegt. A high-speed steel is known from EP 3 315 617 A1 which has a maximum hardness of 69 HRC and the following alloy layer in % by weight: 0.5-2.2 C, 0.1-1.0 Si, 0. 1-1.0 Mn, <0.025 P, <0.0040 S, 3.0-7.0 Cr, 5.0-30.0 W + 2Mo, 0.6-5.0 V, <10 Co, <0.3 AI, <0.015 Ca, <0.0100 N, <0.0040 O (oxygen). The steel matrix contains MC and MeC carbides of at least 0.4 μm, which have a surface area of at least 3.8% and 6.8% respectively. The high proportion of large carbide particles serves to increase the wear resistance, which is 0.370x l0 -7 mm 3 /kg for the alloy layer mentioned.
Um eine hohe Härte zu erreichen, werden bei den bekannten Werkzeugstählen relativ hohe Karbidgehalte erzeugt. Zudem sind die Karbidpartikel relativ groß. Da Karbide bekanntermaßen Fehlstellen in der Matrix darstellen können, wird die Zähigkeit des Stahlmaterials stark eingeschränkt. Bei vielen Anwendungen kommt es hierdurch zu Rissen und einem verfrühten Versagen des Stahlmaterials. In order to achieve a high degree of hardness, relatively high carbide contents are produced in the known tool steels. In addition, the carbide particles are relatively large. Since carbides are known to be defects in the matrix, the toughness of the steel material is severely restricted. In many applications, this leads to cracks and premature failure of the steel material.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung eines Werkzeugstahls als Träger für PVD-Beschichtungen zu schaffen, welcher ein hohes Härteniveau von mindestens 62 HRC besitzt und zudem eine hohe Druckfestigkeit in Form der Stauchgrenze Rp0.2 von mindestens 2700 MPa aufweist. The object of the invention is to create a method for producing a tool steel as a carrier for PVD coatings, which has a high level of hardness of at least 62 HRC and also has a high compressive strength in the form of the compression limit Rp0.2 of at least 2700 MPa.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeichnet. The object is achieved with a method having the features of claim 1. Advantageous developments are characterized in the subclaims dependent thereon.
Es ist ferner eine Aufgabe der Erfindung, einen Werkzeugstahl als Träger für PVD- Beschichtungen zu schaffen, welches ein hohes Härteniveau von mindestens 62 HRC besitzt und zudem eine hohe Stauchgrenze Rp0.2 von mindestens 2700 MPa aufweist. It is also an object of the invention to create a tool steel as a substrate for PVD coatings which has a high level of hardness of at least 62 HRC and also a high compression limit Rp0.2 of at least 2700 MPa.
Die Aufgabe wird mit dem Stahlmaterial mit den Merkmalen des Anspruchs 7gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeichnet. Erfindungsgemäß wurde ein Hybridstahl entwickelt, welcher ein hohes Härteniveau bekannter karbidhaltiger Kaltarbeitsstähle und zugleich eine hohe Zähigkeit bekannter Matrixstähle aufweist. Zudem zeichnet sich das erfindungsgemäße Stahlmaterial durch eine hohe Stauchgrenze Rp0.2 aus. Hierdurch wird ein Stahlmaterial geschaffen, das eine hervorragende Eignung als Träger für nachfolgende PVD-Beschichtungen und folglich zur Herstellung insbesondere eines Stanzwerkzeugs aufweist. The object is achieved with the steel material having the features of claim 7. Advantageous developments are characterized in the subclaims dependent thereon. According to the invention, a hybrid steel was developed which has a high level of hardness compared to known carbide-containing cold work steels and at the same time has a high level of toughness compared to known matrix steels. In addition, the steel material according to the invention is characterized by a high compression limit Rp0.2. This creates a steel material that is exceptionally suitable as a carrier for subsequent PVD coatings and consequently for the production of a stamping tool in particular.
Erfindungsgemäß wird der Karbidgehalt gegenüber bekannten Stahlsorten mit einem vergleichbaren Härteniveau verringert. Es handelt sich um Sekundärkarbide, die aus der Festphase ausgeschieden werden und eine kleine Karbidgröße aufweisen. Die enthaltenen Karbide sind rund und homogen verteilt. Das erfindungsgemäße Stahlmaterial enthält zudem keine Primärkarbide. Überraschenderweise werden dennoch ein hohes Härteniveau und eine hohe Druckfestigkeit (Stauchgrenze) erreicht, wobei die Zähigkeit deutlich erhöht ist. Dies gelingt mit einer pulvermetallurgischen Herstellungsroute, einer ausgeglichenen Legierungszusammensetzung und einer darauf abgestimmten Wärmebehandlung. According to the invention, the carbide content is reduced compared to known types of steel with a comparable level of hardness. They are secondary carbides precipitated from the solid phase and have a small carbide size. The carbides contained are round and homogeneously distributed. In addition, the steel material according to the invention does not contain any primary carbides. Surprisingly, a high level of hardness and high compressive strength (compression limit) are nevertheless achieved, with toughness being significantly increased. This is achieved with a powder-metallurgical production route, a balanced alloy composition and a heat treatment tailored to this.
Werden nachfolgend Prozentangaben gemacht, sind es immer Gew.-% (Gewichts- bzw. Massenprozent), wenn nicht anders angegeben If percentages are given below, they are always % by weight (percentage by weight or mass), unless otherwise stated
Die erfindungsgemäße Legierung besteht aus folgenden Elementen: The alloy according to the invention consists of the following elements:
Elemente Gew.-% bevorzugt Gew.- % Elements wt% preferred wt%
Kohlenstoff (C) 0,55-0,75 0,58-0,68 Carbon (C) 0.55-0.75 0.58-0.68
Silizium (Si) 0,70-1,00 0,70-0,94 Mangan (Mn) 0,20-0,60 0,20-0,40 Chrom (Cr) 4,00-5,00 4,10-4,70 Molybdän (Mo) 1.80-3,50 2,00-3,20 Silicon (Si) 0.70-1.00 0.70-0.94 Manganese (Mn) 0.20-0.60 0.20-0.40 Chromium (Cr) 4.00-5.00 4.10 -4.70 Molybdenum (Mo) 1.80-3.50 2.00-3.20
Vanadium (V) 0,80-1,50 0,90-1,25 Wolfram (W) 1.80-3,00 2,00-2,70 Kobalt (Co) 3,00-5,00 3,50-4,30 Stickstoff (N) 0,02-0,10 0,03-0,08 sowie optional eines oder mehrere von Vanadium (V) 0.80-1.50 0.90-1.25 Tungsten (W) 1.80-3.00 2.00-2.70 Cobalt (Co) 3.00-5.00 3.50-4 .30 Nitrogen (N) 0.02-0.10 0.03-0.08 and optionally one or more of
Nickel (Ni) < 1,5 < 0,35 Nickel (Ni) < 1.5 < 0.35
Kupfer (Cu) < 1,0 < 0,1 Copper (Cu) < 1.0 < 0.1
Titan (Ti) < 1,5 < 0,3 Titanium (Ti) < 1.5 < 0.3
Niob (Nb) < 1,5 < 0,5 Niobium (Nb) < 1.5 < 0.5
Tantal (Ta) < 1,5 < 0,3 Tantalum (Ta) < 1.5 < 0.3
Hafnium (Hf) < 1,5 < 0,3 Hafnium (Hf) < 1.5 < 0.3
Zirconium (Zr) < 1,5 < 0,3 Zirconium (Zr) < 1.5 < 0.3
Aluminium (AI) < 1,5 < 0,3 Aluminum (Al) < 1.5 < 0.3
Bor (B) < 0,8 < 0,006 Boron (B) < 0.8 < 0.006
Schwefel (S) < 0,35 < 0,05 Sulfur (S) <0.35 <0.05
Phosphor (P) < 0,35 < 0,05 Phosphorus (P) <0.35 <0.05
Rest Eisen und Legierungsbedingte Verunreinigungen. The remainder is iron and alloy-related impurities.
Im Allgemeinen kann ausgeführt werden, dass die Legierungselemente in derartigen Stählen wie folgt wirken: In general, it can be stated that the alloying elements in such steels act as follows:
Kohlenstoff [C]: Carbon [C]:
Kohlenstoff dient im Wesentlichen zur Einstellung des gewünschten Härteniveaus. Allerdings soll der Kohlenstoffanteil nicht zu hoch sein, da dies zu einem hohen Anteil an Ausscheidungen in Form von Karbide führen kann, was sich negativ auf die Zähigkeit und Ermüdungsfestigkeit auswirken könnte. Daher ist die erfindungsgemäße Obergrenze 0,75 Gew.-%, bevorzugt 0,68 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,63 Gew.-%. Um die Härte sicher auf ein gewünschtes Niveau zu bringen ist die erfindungsgemäße Untergrenze bei 0,55 Gew.-%, bevorzugt bei 0,58 Gew.- %. Unter 0,55 Gew.-% wird das gewünschte Härteniveau nicht erreicht. Oberhalb von 0,75 Gew.-% kann es zur Bildung von Primärkarbiden kommen, wodurch die Zähigkeit sinkt. Carbon essentially serves to set the desired level of hardness. However, the carbon content should not be too high, as this can lead to a high proportion of precipitations in the form of carbides, which could have a negative effect on toughness and fatigue strength. The upper limit according to the invention is therefore 0.75% by weight, preferably 0.68% by weight, particularly preferably 0.63% by weight. In order to reliably bring the hardness to a desired level, the lower limit according to the invention is 0.55% by weight, preferably 0.58% by weight. The desired level of hardness is not achieved below 0.55% by weight. Above 0.75 wt%, primary carbides may form, thereby reducing toughness.
Silizium [Si]: Silicon [Si]:
Si ist ein Mischkristallhärter und in Stählen kein karbidbildendes Element, beeinflusst aber die Karbidausscheidungskinetik im Stahl. Es stabilisiert den Kohlenstoff, so dass er erst bei höheren Temperaturen für die Bildung von Karbiden zur Verfügung steht. Silizium dient als Desoxidationsmittel und ist daher herstellungsbedingt in geringen Konzentrationen bei nahezu allen Stählen vorhanden. Es erhöht die Zunderbeständigkeit, die Streckgrenze und die Zugfestigkeit ohne die Dehnung wesentlich zu verringern. Andererseits führt eine Abnahme des Siliziumgehaltes zur Reduktion der Anisotropie der mechanischen Eigenschaften. Ein niedriger Siliziumgehalt ermöglicht die anfängliche Entstehung von metastabilen M3C Karbiden. Diese wirken als ein C-Reservoir für die anschließende Ausscheidung der gewünschten MC- Karbide. Es unterdrückt auch die Bildung von unerwünschten M23C7 Karbiden an den Korngrenzen. Ein zu hoher Si-Gehalt kann allerdings die Zähigkeit deutlich verringern. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 1,00 Gew.-%, bevorzugt bei 0,94 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 0,88 Gew.-%. Die erfindungsgemäße Untergrenze liegt bei 0,70 Gew.-%. Unterhalb von 0,70 Gew.-% kann die gewünschte Härte nicht sicher erreicht werden. Si is a solid solution hardener and is not a carbide-forming element in steel, but influences the carbide precipitation kinetics in the steel. It stabilizes the carbon so that it is only available for the formation of carbides at higher temperatures. Silicon serves as a deoxidizing agent and is therefore present in low concentrations in almost all steels due to the manufacturing process. It increases scale resistance, yield strength and tensile strength without significantly reducing elongation. On the other hand, a decrease in the silicon content leads to a reduction in the anisotropy of the mechanical properties. A low silicon content allows for initial formation of metastable M3C carbides. These act as a C reservoir for the subsequent precipitation of the desired MC carbides. It also suppresses the formation of unwanted M23C7 carbides at the grain boundaries. Too high a Si content, however, can significantly reduce toughness. The upper limit according to the invention is therefore 1.00% by weight, preferably 0.94% by weight, particularly preferably 0.88% by weight. The lower limit according to the invention is 0.70% by weight. Below 0.70% by weight, the desired hardness cannot be reliably achieved.
Mangan [Mn]: Manganese [Mn]:
Mangan kann zwar das Härteverhalten des Werkstoffes beeinflussen, ist jedoch vornehmlich gemeinsam mit dem Schwefelgehalt zu sehen, wobei Schwefel und Mangan als die Bearbeitbarkeit des Stahles verbessernde Elemente infolge von Sulfideinschlussbildung anzusehen sind. Zusätzlich wirkt Mangan ähnlich wie Silizium als Mischkristallverfestiger. Dieses Element erhöht die Härte, aber ein zu hoher Anteil kann zur Senkung der Zähigkeit führen. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 0,60 Gew.-%, bevorzugt bei 0,50 Gew.-%, weiter bevorzugt bei 0,40 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 0,27 Gew.-%. Die erfindungsgemäße Untergrenze liegt bei 0,20 Gew.-%, bevorzugt bei 0,22 Gew.-%. Although manganese can influence the hardness behavior of the material, it is primarily to be seen together with the sulfur content, whereby sulfur and manganese are to be regarded as elements that improve the machinability of the steel as a result of the formation of sulfide inclusions. In addition, like silicon, manganese acts as a solid solution strengthener. This element increases hardness, but too much content can lead to lower toughness. The upper limit according to the invention is therefore 0.60% by weight, preferably 0.50% by weight, more preferably 0.40% by weight, particularly preferably 0.27% by weight. The lower limit according to the invention is 0.20% by weight, preferably 0.22% by weight.
Chrom [Cr]: Chromium [Cr]:
Chrom führt bei einem Anteil von größer 4,00 Gew.-% zu der gewünschten Mischkristallverfestigung. Generell wird durch Chrom die kritische Abkühlgeschwindigkeit gesenkt und somit die Einhärtbarkeit gesteigert. Die Zulegierung von Chrom ist wichtig für die Durchhärtbarkeit, damit auch Werkzeuge von größeren Abmessungen gehärtet werden können. Des Weiteren können erhöhte Chrom-Gehalte zur Karbidausscheidungen vom Typ M7C3 führen und somit die Härte steigern. Somit können zu hohe Chromgehalte auch zu negativen Wirkungen bezüglich Zähigkeit führen. Zusätzlich können zu hohe Chromanteile von größer 5,00 Gew.-% zu negativen Auswirkungen auf den Restaustenitanteil beim Härten führen. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 5,00 Gew.-%, bevorzugt bei 4,70 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 4,23 Gew.-%. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfindungsgemäße Untergrenze bei 4,00 Gew.-%, bevorzugt bei 4,10 Gew.-%. With a proportion of more than 4.00% by weight, chromium leads to the desired solid solution strengthening. In general, chromium reduces the critical cooling rate and thus increases hardenability. The addition of chromium is important for through hardening, so that tools with larger dimensions can also be hardened. Furthermore, increased chromium content can lead to carbide precipitation of type M7C3 and thus increase hardness. Thus, too high a chromium content can also lead to negative effects in terms of toughness. In addition, too high a chromium content of more than 5.00% by weight can have negative effects on the retained austenite content during hardening. The upper limit according to the invention is therefore 5.00% by weight, preferably 4.70% by weight, particularly preferably 4.23% by weight. For the reasons given above, the lower limit according to the invention is 4.00% by weight, preferably 4.10% by weight.
Molybdän [Mo]: Molybdenum [Mo]:
Molybdän bildet spezielle Karbide und andererseits mit Eisen Mischkarbide. Diese sind vom Typ M2C, MeC und MC. Durch Zugabe von Molybdän wird die Aktivierungsenergie für die C- Diffusion im Austenit erhöht und somit der Diffusionskoeffizient für C bzw. die C-Diffusion erniedrigt. Dies führt zur niedrigeren Bainit-Start-Temperatur (Bs) und zu einer verringerten Bainitbildung. Andererseits führt eine Zugabe von Mo zur Verfeinerung der Mikrostruktur, d.h. unabhängig von der Abkühlrate (1 °C/s bis 60 °C/s) ist ein feines Gefüge vorherrschend. Die Kornvergröberung bleibt wegen der geringen Lösungsgeschwindigkeit und der hohen Lösungstemperatur der Karbide gering (Karbide wirken der Kornvergröberung entgegen). Somit kann durch Austenitisieren (Lösungsglühen) bei höheren Härtetemperaturen eine verbesserte Anlassbeständigkeit erreicht werden, da mehr karbidbildende Elemente ausgeschieden werden können und dadurch mehr Karbide gebildet werden. Durch die harten Karbide werden zusätzlich die Warmstreckgrenze und die Verschleißfestigkeit erhöht. Bei hohen Einsatztemperaturen verbessert Mo die Zunderbeständigkeit des Stahls. Zu hohe Gehalte verschlechtern die Zerspanbarkeit und im Falle, dass es in der Matrix gelöst bleibt, die Wärmeleitfähigkeit. Auch könnte es passieren, dass beim Anlassen aufgrund der Belegung der ehemaligen Austenitkorngrenzen mit Karbiden eine Versprödung auftritt. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 3,50 Gew.-%, bevorzugt bei 3,20 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 2,74 Gew.-%. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfindungsgemäße Untergrenze bei 1,80 Gew.-%, bevorzugt bei 2,00 Gew.-%. Molybdän kann ganz oder teilweise durch Wolfram gemäß Weq = W + 2Mo ersetzt werden. Molybdenum forms special carbides and mixed carbides with iron. These are of the M2C, MeC and MC types. The addition of molybdenum increases the activation energy for C diffusion in austenite and thus the diffusion coefficient for C or C diffusion humiliated. This results in the lower bainite start temperature (Bs) and reduced bainite formation. On the other hand, the addition of Mo leads to a refinement of the microstructure, ie a fine structure is predominant regardless of the cooling rate (1 °C/s to 60 °C/s). Grain coarsening remains low because of the low dissolution rate and the high dissolution temperature of the carbides (carbides counteract grain coarsening). Austenitizing (solution annealing) at higher hardening temperatures can thus achieve improved tempering resistance, since more carbide-forming elements can be precipitated and more carbides are formed as a result. The hard carbides also increase the high-temperature yield point and wear resistance. At high operating temperatures, Mo improves the scaling resistance of the steel. Contents that are too high impair the machinability and, if it remains dissolved in the matrix, the thermal conductivity. It could also happen that embrittlement occurs during tempering due to the occupation of the former austenite grain boundaries with carbides. The upper limit according to the invention is therefore 3.50% by weight, preferably 3.20% by weight, particularly preferably 2.74% by weight. For the reasons given above, the lower limit according to the invention is 1.80% by weight, preferably 2.00% by weight. Molybdenum can be replaced in whole or in part by tungsten according to Weq = W + 2Mo.
Vanadium [V]: Vanadium [V]:
Vanadium ist neben Nb und Ti wegen seiner hohen Affinität zu C eines der stärksten karbidbildenden Elemente. Es bildet beim Anlassen feine und gleichmäßig verteilte Ausscheidungen vom Typ MC. Diese werden wegen der im Vergleich zu anderen Karbidtypen höheren thermischen Beständigkeit bevorzugt. Dadurch kommt es zu einer Steigerung der Warmfestigkeit, Erhöhung der Streckgrenze, des Verschleißwiderstandes und Verbesserung der Anlassbeständigkeit. Allerdings ist bei höheren Konzentrationen eine höhere Härtetemperatur erforderlich, um die thermisch stabilen, primären MC-Karbide aufzulösen. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 1,50 Gew.-%, bevorzugt bei 1,25 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 1,12 Gew.-%. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfindungsgemäße Untergrenze bei 0,80 Gew.-%, bevorzugt bei 0,90 Gew.-%. Along with Nb and Ti, vanadium is one of the strongest carbide-forming elements because of its high affinity for C. During tempering, it forms fine and evenly distributed MC-type precipitates. These are preferred because of the higher thermal resistance compared to other carbide types. This leads to an increase in high-temperature strength, an increase in yield point and wear resistance and an improvement in tempering resistance. However, at higher concentrations, a higher hardening temperature is required to dissolve the thermally stable MC primary carbides. The upper limit according to the invention is therefore 1.50% by weight, preferably 1.25% by weight, particularly preferably 1.12% by weight. For the reasons given above, the lower limit according to the invention is 0.80% by weight, preferably 0.90% by weight.
Kobalt [Co]: Cobalt [Co]:
Kobalt ist ein Austenit-stabilisierendes Element. Es bildet keine Karbide, sondern bleibt in der Matrix gelöst und beeinflusst somit die Kohlenstoffdiffusion. Dies führt zur Erhöhung der Warmhärte, verbesserter Warmsprödigkeit und der erfindungsgemäßen hohen Matrixhärte, welche sich in einer hohen Stauchgrenze Rp0,2 manifestiert. Zu hohe Gehalte können die Zähigkeit limitieren, daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 5,00 Gew.-%, bevorzugt bei 4,30 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 3,70 Gew.-%. Erfindungsgemäß liegt die Untergrenze bei 3,00 Gew.-%, bevorzugt bei 3,50 Gew.-%. Cobalt is an austenite stabilizing element. It does not form carbides but remains dissolved in the matrix and thus influences carbon diffusion. This leads to an increase in hot hardness, improved hot brittleness and the high matrix hardness according to the invention, which manifests itself in a high compression limit Rp0.2. Too high levels can Limit toughness, which is why the upper limit according to the invention is 5.00% by weight, preferably 4.30% by weight, particularly preferably 3.70% by weight. According to the invention, the lower limit is 3.00% by weight, preferably 3.50% by weight.
Stickstoff [N] : Nitrogen [N] :
Stickstoff bildet üblicherweise Nitride und Karbonitride, welche die Härte und Verschleißbeständigkeit der Stahllegierung erhöhen. Die Nitrid- und Karbonitridpartikel sind relativ groß, weil sie bereits in der Schmelze entstehen. Zu viel Stickstoff kann somit die Zähigkeit herabsetzen und die interkristalline Spannungskorrosion begünstigen. Mehr als 0,10 Gew.-% Stickstoff können zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit führen. Da das Stahlmaterial meist mit N2 zu Pulver verdüst wird, sind herstellungsbedingt geringe Spuren von Stickstoff enthalten. Da wenig Nitridbildner (AI, Ti, Nb) zulegiert sind, bilden sich keine Nitride, sondern N bleibt interstitiell gelöst und erhöht die Härte der Matrix, welche aus Martensit besteht. Weniger als 0,02 Gew.-% Stickstoff wären für die gewünschte Härte und Verschleißbeständigkeit nicht ausreichend. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 0,10 Gew.-%, bevorzugt bei 0,80 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 0,5 Gew.-%. Erfindungsgemäß liegt die Untergrenze bei 0,02 Gew.-%, bevorzugt bei 0,03 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 0,04 Gew.-%. Nitrogen commonly forms nitrides and carbonitrides, which increase the hardness and wear resistance of the steel alloy. The nitride and carbonitride particles are relatively large because they are formed in the melt. Too much nitrogen can therefore reduce toughness and promote intergranular stress corrosion. More than 0.10% by weight of nitrogen can lead to a deterioration in toughness. Since the steel material is usually atomized into powder with N2, it contains small traces of nitrogen due to the manufacturing process. Since few nitride formers (Al, Ti, Nb) are alloyed, no nitrides are formed, but N remains interstitially dissolved and increases the hardness of the matrix, which consists of martensite. Less than 0.02% by weight of nitrogen would not be sufficient for the desired hardness and wear resistance. The upper limit according to the invention is therefore 0.10% by weight, preferably 0.80% by weight, particularly preferably 0.5% by weight. According to the invention, the lower limit is 0.02% by weight, preferably 0.03% by weight, particularly preferably 0.04% by weight.
Wolfram [W]: Tungsten [W]:
Wolfram ist ein ferrit-stabilisierendes Element. Es ist ein starker Karbidbildner und wird zur Erhöhung der Verschleißfestigkeit eingesetzt. Der Zusatz von Wolfram verbessert die Warmhärte und Anlassbeständigkeit, daher wird es als Zusatz bei Schnellarbeitsstahl und Warmarbeitsstahl verwendet. Allerdings ist Wolfram auch ein kostenintensives Legierungselement. Wolfram ganz oder teilweise durch Molybdän gemäß Weq = W + 2Mo ersetzt werden. Die erfindungsgemäße Obergrenze liegt bei 3,00 Gew.-%, bevorzugt bei 2,70 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 2,40 Gew.-%. Erfindungsgemäß liegt die Untergrenze bei 1,80 Gew.-%, bevorzugt bei 2,00 Gew.-%. Tungsten is a ferrite stabilizing element. It is a strong carbide former and is used to increase wear resistance. The addition of tungsten improves hot hardness and tempering resistance, so it is used as an additive in high-speed steel and hot-work steel. However, tungsten is also an expensive alloying element. Tungsten can be replaced in whole or in part by molybdenum according to W eq = W + 2Mo. The upper limit according to the invention is 3.00% by weight, preferably 2.70% by weight, particularly preferably 2.40% by weight. According to the invention, the lower limit is 1.80% by weight, preferably 2.00% by weight.
Wolframäquivalent [Weq]: Tungsten equivalent [W eq ]:
Das Wolframäquivalent Weq, welches als W+2Mo definiert ist zeigt die Warmhärte und Anlassbeständigkeit als auch ein Maß für das Gefüge. Erfindungsgemäß sollte das Weq kleiner als 10,0 Gew.-% sein, bevorzugt kleiner 9,1 Gew.-% da ansonsten die Zähigkeit verringert wird und die Neigung zum Sprödbruch zunimmt. Bevorzugt liegt dieser Wert zwischen 7,5 und 8,2 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 7,9 Gew.-% da dies vorteilhaft für die Zerspanbarkeit als auch die Warmhärte sein kann. Das Weq sollte nicht kleiner als 5,4 Gew.-% sein. Des Weiteren kann durch diese Einstellung des Weq auch das Gefüge positiv beeinflusst werden da der Karbidgehalt hoch genug ist um ein hohes Härtelevel und ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit zu erreichen und gleichzeitig nicht unnötig hoch ist, was die Zähigkeit negativ beeinflussen würde. The tungsten equivalent W eq , which is defined as W+2Mo, shows the hot hardness and tempering resistance as well as a measure of the microstructure. According to the invention, the W eq should be less than 10.0% by weight, preferably less than 9.1% by weight, since otherwise the toughness is reduced and the tendency to brittle fracture increases. This value is preferably between 7.5 and 8.2% by weight, particularly preferably 7.9% by weight, since this is advantageous for machinability as well as the hot hardness. The Weq should not be less than 5.4% by weight. Furthermore, this W eq setting can also have a positive effect on the structure, since the carbide content is high enough to achieve a high level of hardness and excellent wear resistance and at the same time is not unnecessarily high, which would have a negative impact on toughness.
Nickel [Ni]: Nickel gehört zu den Legierungselementen, die eine Erstarrung nach dem stabilen Eisen-Kohlenstoffsystem begünstigen. Durch die Verringerung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit erhöht Nickel die Durchhärtung und Durchvergütung. Weiter erhöht Nickel vor allem die Zähigkeit, besonders im Tieftemperaturgebiet, wirkt kornfeinend und senkt die Überhitzungsempfindlichkeit. Hohe Nickelgehalte bewirken kleine oder zum Teil negative Wärmeausdehnungskoeffizienten. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 1,50 Gew.-%. Bevorzugt kann die Obergrenze des Nickelgehalts auch bei 1,00, besonders bevorzugt bei 0,35 oder 0,30 oder 0,27 oder 0,25 Gew.-% gewählt werden. Nickel kann auch nur als herstellungsbedingte Verunreinigung, also ohne bewusste Zulegierung vorhanden sein. Die Untergrenze kann 0,04 Gew.-% betragen. Nickel [Ni]: Nickel is one of the alloying elements that promote solidification according to the stable iron-carbon system. By reducing the critical cooling rate, nickel increases through hardening and through aging. Nickel also increases toughness, especially in the low-temperature range, has a grain-refining effect and reduces sensitivity to overheating. High nickel contents result in small or sometimes negative coefficients of thermal expansion. For the reasons given above, the upper limit according to the invention is 1.50% by weight. The upper limit of the nickel content can preferably also be selected at 1.00, particularly preferably at 0.35 or 0.30 or 0.27 or 0.25% by weight. Nickel can also only be present as a production-related impurity, i.e. without intentional alloying. The lower limit can be 0.04% by weight.
Niob [Nb]: Niob wirkt ähnlich wie Vanadium und formt Karbide vom Typ MC. Niob führt jedoch zu einer eckigeren Form von MC-Karbiden, daher ist die maximale Zugabe auf 1,5 Gew.-%, bevorzugt auf 0,5 Gew.-% limitiert. Da Nb Nitride bildet, welche die Verdüsung durch „clogging" beeinträchtigen können, kann die Obergrenze besonders bevorzugt 0,21 Gew.-%, insbesondere bevorzugt 0,11 Gew.-% betragen. Die Untergrenze kann 0,002 Gew.-% betragen. Vorzugsweise wird kein Niob hinzugefügt. Niobium [Nb]: Niobium acts similarly to vanadium and forms MC-type carbides. However, niobium leads to a more angular shape of MC carbides, which is why the maximum addition is limited to 1.5% by weight, preferably to 0.5% by weight. Since Nb forms nitrides, which can impair atomization by "clogging", the upper limit can particularly preferably be 0.21% by weight, particularly preferably 0.11% by weight. The lower limit can be 0.002% by weight. Preferably no niobium is added.
Kupfer [Cu]: Kupfer ist ein optionales Element, welches zu einer erhöhten Härte beitragen kann. Falls verwendet, beträgt der bevorzugte Bereich bis 1,00 Gew.-%, besonders bevorzugt bis 0,1 Gew.-%. Allerdings ist es schwierig, Cu-hältigen Stahl zu recyceln, daher wird Kupfer normalerweise nicht absichtlich hinzugefügt. Eine technisch realisierbare Untergrenze kann 0,006 Gew.-% sein. Copper [Cu]: Copper is an optional element that can contribute to increased hardness. If used, the preferred range is up to 1.00% by weight, more preferably up to 0.1% by weight. However, it is difficult to recycle Cu-bearing steel, so copper is not usually added intentionally. A technically feasible lower limit can be 0.006% by weight.
Titan [Ti], Zirkonium [Zr], Hafnium [Hf], Tantal [Ta]: Diese Elemente sind Karbidbildner. Für alle beträgt der bevorzugte Bereich 0,02 - 1,50 Gew.-%. Eine besonders bevorzugte Obergrenze liegt bei 0,3 Gew.-%. Normalerweise wird jedoch keines dieser Elemente hinzugefügt. Die Untergrenze kann 0,005 Gew.-% betragen. Da Ti ebenso Nitride bilden kann, welche die Verdüsung durch „clogging" beeinträchtigen können, kann die Ti-Obergrenze besonders bevorzugt 0,18 Gew.-%, insbesondere bevorzugt 0,09 Gew.-% betragen. Titanium [Ti], zirconium [Zr], hafnium [Hf], tantalum [Ta]: These elements are carbide formers. For all, the preferred range is 0.02-1.50% by weight. A particularly preferred upper limit is 0.3% by weight. However, typically none of these items are added. The lower limit can be 0.005% by weight. Since Ti can also form nitrides, which can impair atomization by "clogging", the Ti upper limit can particularly preferably be 0.18% by weight, particularly preferably 0.09% by weight.
Aluminium [AI]: Aluminium wird als Desoxidationsmittel verwendet. Die Obergrenze kann 1,5 Gew.-%, bevorzugt 0,3 Gew.-% betragen. Da AI Nitride bildet, welche die Verdüsung durch „clogging" beeinträchtigen können, kann die Obergrenze besonders bevorzugt 0,18 Gew.-%, insbesondere bevorzugt 0,09 Gew.-% betragen. Eine technisch realisierbare Untergrenze kann 0,005 Gew.-% sein. Aluminum [AI]: Aluminum is used as a deoxidizer. The upper limit can be 1.5% by weight, preferably 0.3% by weight. Since Al forms nitrides, which can impair atomization by "clogging", the upper limit can particularly preferably be 0.18% by weight, particularly preferably 0.09% by weight. A technically feasible lower limit can be 0.005% by weight .
Bor [B]: Bor kann die Härte des Stahlmaterials erhöhen. Der Bor-Gehalt ist limitiert auf 0,8 Gew.-%, bevorzugt auf < 0,006 Gew.-%. Die Untergrenze kann 0,0002 Gew.-% betragen. Boron [B]: Boron can increase the hardness of the steel material. The boron content is limited to 0.8% by weight, preferably <0.006% by weight. The lower limit can be 0.0002% by weight.
Phosphor [P]: Phosphor neigt dazu, zu Korngrenzen zu diffundieren und die Kornkohäsion zu schwächen. Deshalb ist Phosphor limitiert auf < 0,35 Gew.-%, bevorzugt auf < 0,05 Gew.-%. Eine technisch realisierbare Untergrenze kann 0,001 Gew.-% sein. Phosphorus [P]: Phosphorus tends to diffuse to grain boundaries and weaken grain cohesion. Phosphorus is therefore limited to <0.35% by weight, preferably to <0.05% by weight. A technically feasible lower limit can be 0.001% by weight.
Schwefel [S]: Schwefel trägt zu einer besseren spanabhebenden Bearbeitung bei. Allerdings können hohe S-Gehalte einen negativen Effekt auf die Zähigkeit haben. Deshalb ist Schwefel limitiert auf < 0,35 Gew.-%, bevorzugt auf < 0,05 Gew.-%. Eine technisch realisierbare Untergrenze kann 0,001 Gew.-% sein. Sulfur [S]: Sulfur contributes to better machinability. However, high S levels can have a negative effect on toughness. Therefore, sulfur is limited to <0.35% by weight, preferably to <0.05% by weight. A technically feasible lower limit can be 0.001% by weight.
In einer bevorzugten Ausführungsform erfüllt der Werkzeugstahl die folgende Formel (1): 0,005 < 0,8[Nb] + [Ti] + [AI] < 0,18 wobei [Nb], [Ti], und [AI] die Gehalte an Nb, Ti und AI in Gew.-% darstellen. Zu viel dieser Elemente kann während der Verdüsung zum „clogging" führen und die Pulvereigenschaften verschlechtern, daher kann die Obergrenze bei 0,18 Gew.-% liegen. In a preferred embodiment, the tool steel satisfies the following formula (1): 0.005 < 0.8[Nb] + [Ti] + [Al] < 0.18 where [Nb], [Ti], and [Al] represent the contents of represent Nb, Ti and Al in % by weight. Too much of these elements can cause clogging during atomization and degrade powder properties, so the upper limit may be 0.18 wt%.
In einer bevorzugten Ausführungsform erfüllt der Werkzeugstahl die folgende Formel (2): 2,7 < 1/2 [Mo] + [W] < 4,5 wobei [Mo] und [W] die Gehalte an Mo und W in Gew.-% darstellen. Dadurch ergeben sich besonders vorteilhaft gleichmäßig feinverteilte Karbide, da sich keine primären Karbide bilden sondern die Karbide aus der Festphase als Sekundärkarbide gebildet werden. In a preferred embodiment, the tool steel satisfies the following formula ( 2): 2.7 < 1/2 [ Mo] + [W] < 4.5 where [Mo] and [W] are the contents of Mo and W by weight. % represent. This results in particularly advantageously uniformly finely distributed carbides, since no primary carbides are formed, but rather the carbides are formed from the solid phase as secondary carbides.
In einer bevorzugten Ausführungsform erfüllt der Werkzeugstahl das folgende Verhältnis (3): 0,5 < [C]/[V] < 0,6 wobei [C] und [V] die Gehalte an C und V in Gew.-% darstellen. Außerhalb dieses Verhältnisses kann es zur Bildung von primären Karbiden des Typs MC kommen, wodurch die Zähigkeit verringert wird. In a preferred embodiment, the tool steel satisfies the following relation (3): 0.5<[C]/[V]<0.6 where [C] and [V] represent the contents of C and V in % by weight. Outside this ratio, primary MC-type carbides can form, reducing toughness.
In einer bevorzugten Ausführungsform erfüllt der Werkzeugstahl das folgende Verhältnis (4): 8,2 < (VM*HM)/(VS*HS) = 13,5 wobei VM den Volumenanteil der Matrix, HM die Härte der Matrix in HV (Härte nach Vickers), VS den Volumenanteil der Sekundärkarbide und HS die Härte der Sekundärkarbide darstellen. Mit der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung der erfindungsgemäßen Legierung lässt sich dieses Verhältnis erreichen. Beispielsweise ergibt sich mit der Wärmebehandlung von Bsp. 3 ein VM von 96,22 Vol.-% mit HM von 830 HV sowie VS mit 3,78 Vol.-% und HS mit einer Mischhärte (= anteilige Härte der MC- und M6C-Karbide) von 2400 HV ein Wert von 8,8. Wird dieses Verhältnis unterschritten, also werden zu viele Karbide gebildet, kann sich die Zähigkeit verringern. Wird dieses Verhältnis überschritten, also zu wenig Karbide gebildet, kann es während des Härtens zu einer Vergröberung der Körner kommen, also zu exzessivem Kornwachstum. Die Härte in HV wird bestimmt gemäß DIN EN ISO 6507-1. In a preferred embodiment, the tool steel satisfies the following relationship (4): 8.2<(VM*HM)/(VS*HS)=13.5 where VM is the volume fraction of the matrix, HM is the hardness of the matrix in HV (hardness after Vickers), VS represent the volume fraction of the secondary carbides and HS represent the hardness of the secondary carbides. This ratio can be achieved with the heat treatment according to the invention of the alloy according to the invention. For example, the heat treatment of Example 3 results in a VM of 96.22% by volume with HM of 830 HV and VS with 3.78% by volume and HS with a mixed hardness (= proportional hardness of the MC and M6C carbides) of 2400 HV a value of 8.8. If this ratio is undercut, i.e. too many carbides are formed, the toughness can be reduced. If this ratio is exceeded, i.e. too few carbides are formed, the grains can become coarser during hardening, i.e. excessive grain growth. The hardness in HV is determined according to DIN EN ISO 6507-1.
Erfindungsgemäß wird das Stahlmaterial bevorzugt pulvermetallurgisch verarbeitet. Bei diesem Herstellungsweg wird im Allgemeinen eine Stahlschmelze zu Pulver verdüst. Dieses Pulver wird in eine Kapsel gefüllt, luftdicht verschweißt und anschließend heiß-isostatisch gepresst (HIP- Prozess). According to the invention, the steel material is preferably processed by powder metallurgy. In this production method, a steel melt is generally atomized into powder. This powder is filled into a capsule, sealed airtight and then hot isostatically pressed (HIP process).
Dieses bereits dichte und homogene Material wird umgeformt, beispielsweise durch Walzen oder Schmieden, und anschließend weichgeglüht. Das Glühen dient einer weiteren Bearbeitung des Stahlmaterials, wie beispielsweise einer nachfolgenden Oberflächenbehandlung o.ä.. Anschließend wird eine Wärmebehandlung durchgeführt. Dies kann auch beim Kunden, beispielsweise nach der Herstellung des Werkzeugs, geschehen. Hierfür wird das Stahlmaterial bzw. Werkzeug auf einen Temperaturbereich von 1100-1180 °C gebracht, wobei die Haltedauer abhängig von der Temperatur gewählt wird. Die Haltedauer beginnt mit dem Zeitpunkt, zu dem das Stahlmaterial durcherwärmt ist, also auch im Kern die gewünschte Temperatur erreicht ist. Das Stahlmaterial wird nach der vorgesehenen Haltezeit einer raschen Abkühlung unterzogen, insbesondere mit einem X-Wert < 3, insbesondere zwischen 0,08 und 3 . Höhere X-Werte können zum Auftreten unerwünschter Zwischenstufengefüge führen, wodurch die Härte sinkt. Geringere X-Werte wären möglich durch beispielsweise Wasserabschreckung, sind aber unüblich. Im Anschluss wird eine Anlassbehandlung durchgeführt, wobei der Stahl in einem Temperaturbereich zwischen 530 °C und 560 °C mehrmals für 120 min angelassen wird. This already dense and homogeneous material is formed, for example by rolling or forging, and then annealed. Annealing is used for further processing of the steel material, such as subsequent surface treatment or the like. Heat treatment is then carried out. This can also be done at the customer's site, for example after the tool has been manufactured. For this purpose, the steel material or tool is brought to a temperature range of 1100-1180 °C, with the holding time being selected depending on the temperature. The holding period begins when the steel material has been heated through, i.e. the desired temperature has also been reached in the core. After the intended holding time, the steel material is subjected to rapid cooling, in particular with an X value <3, in particular between 0.08 and 3. Higher X values can lead to the appearance of undesirable interstitial structures, which reduces hardness. Lower X values would be possible, for example by water quenching, but are uncommon. This is followed by a tempering treatment carried out, whereby the steel is tempered several times for 120 minutes in a temperature range between 530 °C and 560 °C.
In der erfindungsgemäßen Stahllegierung wird der Karbidgehalt abgesenkt, und zwar in einen Bereich, in dem der Fachmann ein deutlich verringertes Härteniveau und eine verringerte Druckfestigkeit erwarten würde. Zudem wird der Stickstoffgehalt angehoben und ist nun deutlich höher als bei den bekannten Stahlgüten. Der Fachmann würde in diesem Bereich ein verringertes Zähigkeitsniveau erwarten. Erfindungsgemäß wurde jedoch herausgefunden, dass trotzt der Absenkung des Karbidgehalts und der Erhöhung des Stickstoffgehalts die genannten Effekte überraschender Weise nicht eintreffen und somit eine hohe Härte in Kombination mit einer hohen Zähigkeit erreicht wird. In the steel alloy according to the invention, the carbide content is lowered to a range in which the person skilled in the art would expect a significantly reduced level of hardness and reduced compressive strength. In addition, the nitrogen content is increased and is now significantly higher than in the known steel grades. One skilled in the art would expect a reduced level of toughness in this area. According to the invention, however, it was found that, despite the reduction in the carbide content and the increase in the nitrogen content, the effects mentioned surprisingly do not occur and thus a high degree of hardness in combination with a high level of toughness is achieved.
Die erfindungsgemäße Legierung erreicht eine Härte von mindestens 62 HRC, bevorzugt von mindestens 63 HRC gemessen nach ASTM E18-17 bei einer hohen Zähigkeit von mindestens 73 J Schlagbiegearbeit bei Raumtemperatur gemessen nach SEP 1314. Außerdem weist die erfindungsgemäße Legierung eine hohe Druckfestigkeit, angegeben als Stauchgrenze Rp0,2 von mindestens 2700 MPa auf, bevorzugt > 2800 MPa, weiters bevorzugt > 2900 MPa, besonders bevorzugt > 2950 MPa, ermittelt mittels uniaxialem Stauchversuch gemäß ASTM E606 auf. Aufgrund der hohen Härte wurde die Druckfestigkeit nicht mittels gängiger Zylinderstauchversuche ermittelt, sondern mittels uniaxialem Stauchversuch im Rahmen eines LCF-Test (Low Cycle Fatigue) gemäß ASTM E606, wobei die Prüfung mit folgenden Parametern durchgeführt wurde: Prüfmaschine: servohydraulische Instron 8854, 250 kN Kraftaufnehmer, Dehnungsaufnehmer ist ein Laserextensometer der Fa. Fiedler; Probentyp LCF-Probe mit verkürztem Schaft; Probengröße: 12 mm Anfangslänge Lo, 9 mm Durchmesser; Prüfgeschwindigkeit 0,00025 1/s, dehnungskontrollliert; Prüfung bei Raumtemperatur. Dabei handelt es sich um die dehnungskontrollierte Belastung des ersten Zyklus des LCF-Versuches. The alloy according to the invention achieves a hardness of at least 62 HRC, preferably at least 63 HRC measured according to ASTM E18-17 with a high toughness of at least 73 J impact bending work at room temperature measured according to SEP 1314. In addition, the alloy according to the invention has a high compressive strength, specified as the compression limit Rp0.2 of at least 2700 MPa, preferably >2800 MPa, more preferably >2900 MPa, particularly preferably >2950 MPa, determined by means of a uniaxial compression test in accordance with ASTM E606. Due to the high hardness, the compressive strength was not determined using standard cylinder compression tests, but using a uniaxial compression test as part of an LCF test (Low Cycle Fatigue) according to ASTM E606, with the test being carried out with the following parameters: Testing machine: servo-hydraulic Instron 8854, 250 kN load cell , Extensometer is a laser extensometer from Fiedler; Specimen type LCF specimen with shortened shaft; Sample size: 12 mm initial length Lo, 9 mm diameter; Test speed 0.00025 1/s, strain controlled; Test at room temperature. This is the strain-controlled loading of the first cycle of the LCF test.
Erfindungsgemäß wurde herausgefunden, dass ein Optimum bezüglich der Härte und der Zähigkeit in dem erfindungsgemäßen engen Legierungsfenster und mit einem angehobenen Stickstoffgehalt erreichbar ist, insbesondere dann, wenn die erfindungsgemäße Wärmebehandlung durchgeführt wird. Es wurde herausgefunden, dass insbesondere der Bereich um 1150 °C für die erfindungsgemäße Legierung die optimale Härtetemperatur darstellt. Bei dieser Temperatur und einer Haltedauer von 2 min werden ausreichend Sekundärkarbide gelöst und die Matrix mit entsprechenden Legierungselementen angereichert, so dass eine hochfeste Matrix entsteht. Als „Matrix" oder „Stahlmatrix" wird das die Karbide umgebende Material bezeichnet. Erfindungsgemäß basiert die hohe Härte und Druckfestigkeit nicht nur auf den Karbiden, sondern auch auf der harten Matrix. Zudem führt die ausgeglichene Legierungszusammensetzung dazu, dass bei der erfindungsgemäßen Härtetemperatur der Karbidgehalt deutlich geringer ist als bei den bekannten Stahlgüten. Die nachfolgende Anlassbehandlung ist auf die erfindungsgemäße Legierungszusammensetzung derart abgestimmt, dass die Sekundärhärtekarbide, die während des Anlassens aus der Festphase entstehen, deutlich kleiner sind. So geling es mit der erfindungsgemäßen Legierungslage in Verbindung mit der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung eine hochfeste Stahlmatrix zu schaffen bei einem gleichzeitig gering bleibenden Karbidgehalt. Dies ergibt eine gute Kombination von Härte, Zähigkeit und Druckfestigkeit. According to the invention, it was found that an optimum in terms of hardness and toughness can be achieved in the narrow alloy window according to the invention and with an increased nitrogen content, in particular when the heat treatment according to the invention is carried out. It has been found that in particular the range around 1150° C. represents the optimal hardening temperature for the alloy according to the invention. At this temperature and a holding time of 2 minutes, sufficient secondary carbides are dissolved and the matrix is enriched with the appropriate alloying elements, resulting in a high-strength matrix. This is called the "Matrix" or "Steel Matrix". denotes the material surrounding the carbides. According to the invention, the high hardness and compressive strength is based not only on the carbides but also on the hard matrix. In addition, the balanced alloy composition means that the carbide content is significantly lower at the hardening temperature according to the invention than in the known steel grades. The subsequent tempering treatment is matched to the alloy composition according to the invention in such a way that the secondary hardening carbides that arise from the solid phase during tempering are significantly smaller. Thus, with the alloy layer according to the invention in connection with the heat treatment according to the invention, it is possible to create a high-strength steel matrix with a simultaneously low carbide content. This gives a good combination of hardness, toughness and compressive strength.
Somit betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines Werkzeugstahls für Kalt- und Schnellarbeitsanwendungen, wobei ein Stahlmaterial bestehend aus folgenden Legierungselementen: (alle Angaben in Gew.-%): The invention thus relates to a method for producing a tool steel for cold and high-speed work applications, with a steel material consisting of the following alloying elements: (all figures in % by weight):
C = 0,55 bis 0,75 C = 0.55 to 0.75
Si = 0,70 bis 1,00 Si = 0.70 to 1.00
Mn = 0,20 bis 0,60 Mn = 0.20 to 0.60
Cr = 4,00 bis 5,00 Cr = 4.00 to 5.00
Mo = 1,80 bis 3,50 Mon = 1.80 to 3.50
V= 0,80 bis 1,50 V= 0.80 to 1.50
W = 1,80 bis 3,00 W = 1.80 to 3.00
Co = 3,00 bis 5,00 Co = 3.00 to 5.00
N = 0,020 bis 0,10 sowie optional eines oder mehrere von N = 0.020 to 0.10 and optionally one or more of
Nickel (Ni) < 1,5 Nickel (Ni) < 1.5
Kupfer (Cu) < 1,0 Copper (Cu) < 1.0
Titan (Ti) < 1,5 Titanium (Ti) < 1.5
Niob (Nb) < 1,5 Niobium (Nb) < 1.5
Tantal (Ta) < 1,5 Tantalum (Ta) < 1.5
Hafnium (Hf) < 1,5 Hafnium (Hf) < 1.5
Zirconium (Zr) < 1,5 Zirconium (Zr) < 1.5
Aluminium (AI) < 1,5 Aluminum (AI) < 1.5
Bor (B) < 0,8 Boron (B) < 0.8
Schwefel (S) < 0,35 Sulfur (S) <0.35
Phosphor (P) < 0,35 Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen erschmolzen und durch Verdüsen zu einem Pulver verarbeitet wird und das Pulver anschließend heiß-isostatisch gepresst und das heiß-isostatisch gepresste Pulver anschließend gegebenenfalls warmumgeformt und weiter bearbeitet wird, wobei eine Wärmebehandlung folgt, wobei die Wärmebehandlung so durchgeführt wird, dass das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug zunächst auf eine Härtetemperatur von 1100 °C - 1180 °C erwärmt wird, danach für maximal 2 bis 20 Minuten auf dieser Härtetemperatur gehalten und danach mit einer Abkühlrate von < 3 auf eine Temperatur <60 °C, bevorzugt < 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung zumindest zwei Zyklen umfasst bei denen das Stahlmaterial auf eine Temperatur von 530 °C bis 560 °C erwärmt wird und zumindest zwei Stunden auf dieser Temperatur von 530 °C bis 560 °C gehalten wird und auf eine Temperatur <60 °C, bevorzugt < 30 °C abgekühlt wird. Phosphorus (P) < 0.35 remainder iron and unavoidable impurities resulting from the smelting process is melted and processed into a powder by atomization and the powder is then hot isostatically pressed and the hot isostatically pressed powder is then optionally hot-formed and further processed, with a heat treatment following, with the heat treatment being carried out in such a way that that the steel material and/or the tool made from it is first heated to a hardening temperature of 1100 °C - 1180 °C, then held at this hardening temperature for a maximum of 2 to 20 minutes and then at a cooling rate of <3 to a temperature of <60 °C C, preferably <30 °C for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment comprising at least two cycles in which the steel material is heated to a temperature of 530 °C to 560 °C and at least two hours at this temperature of 530 °C to 560 °C and to a temperature <60 °C, be preferably < 30 °C is cooled.
In einer vorteilhaften Ausführungsform werden drei Anlasszyklen gefahren. In an advantageous embodiment, three starting cycles are run.
In einer weiterhin vorteilhaften Ausführungsform erfüllt das Stahlmaterial, , welches mindestens ein oder mehrere oder alle Element(e) mit folgendem(n) Konzentrationswert(en) besitzt(en) : (alle Angaben in Gew.-%): In a further advantageous embodiment, the steel material, which has at least one or more or all element(s) with the following concentration value(s): (all data in % by weight):
C = 0,58 bis 0,68 C = 0.58 to 0.68
Si = 0,70 bis 0,94 Si = 0.70 to 0.94
Mn = 0,20 bis 0,40 Mn = 0.20 to 0.40
Cr = 4,10 bis 4,70 Cr = 4.10 to 4.70
Mo = 2,00 bis 3,20 Mon = 2.00 to 3.20
V= 0,90 bis 1,25 V= 0.90 to 1.25
W = 2,00 bis 2,70 W = 2.00 to 2.70
Co = 3,50 bis 4,30 Co = 3.50 to 4.30
N = 0,03 bis 0,08 N = 0.03 to 0.08
Vorteilhafterweise wird das Stahlmaterial bei einer Härtetemperatur ausgewählt aus der Gruppe von 1180 °C, 1160 °C oder 1100 °C und für eine Dauer ausgewählt aus der Gruppe von maximal 2 Minuten, maximal 3 Minuten oder maximal 20 Minuten erwärmt und danach auf eine Temperatur < 60 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt. Advantageously, the steel material is heated at a hardening temperature selected from the group of 1180° C., 1160° C. or 1100° C. and for a duration selected from the group of a maximum of 2 minutes, a maximum of 3 minutes or a maximum of 20 minutes and then to a temperature < 60 °C for the purpose of hardening.
Es ist vorteilhaft, wenn das Stahlmaterial angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung bei einer Temperatur ausgewählt aus der Gruppe von 530 °C, 550 °C oder 560 °C für eine Dauer ausgewählt aus der Gruppe von mindestens 1.5, 2, 2.5, 3, 3.5 Stunden durchgeführt wird, wobei mindestens zwei Anlasszyklen gefahren werden und das Stahlmaterial nach jedem Anlasszyklus vorzugsweise auf eine Temperatur von < 60 °C abgekühlt wird. It is advantageous if the steel material is tempered, the tempering treatment being at a temperature selected from the group of 530°C, 550°C or 560°C for a duration selected from the group of at least 1.5, 2, 2.5, 3, 3.5 hours is carried out whereby at least two tempering cycles are run and the steel material is preferably cooled to a temperature of < 60 °C after each tempering cycle.
Zudem ist es vorteilhaft, wenn das Stahlmaterial nach dem Erwärmen bei der Härtetemperatur und/oder nach jedem Anlassschritt auf eine Temperatur von < 30 °C abgekühlt wird. In addition, it is advantageous if the steel material is cooled to a temperature of <30° C. after heating at the hardening temperature and/or after each tempering step.
Es ist besonders vorteilhaft, wenn das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei einer Härtetemperatur von 1180 °C für maximal 2 Minuten erwärmt wird, danach mit einer Abkühlrate von X < 3 auf eine Temperatur <60 °C, bevorzugt < 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung bei einer Temperatur von 560 °C für mindestens 2 Stunden durchgeführt wird, wobei mindestens zwei Anlasszyklen gefahren werden und das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug nach jedem Anlasszyklus vorzugsweise auf eine Temperatur von <60 °C, bevorzugtIt is particularly advantageous if the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1180° C. for a maximum of 2 minutes, then at a cooling rate of X<3 to a temperature <60° C., preferably <30° C is cooled for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment being carried out at a temperature of 560 °C for at least 2 hours, with at least two tempering cycles being run and the steel material and/or the tool made from it preferably heated to one temperature after each tempering cycle of <60°C, preferred
< 30 °C abgekühlt wird. < 30 °C is cooled.
Es ist weiterhin vorteilhaft, wenn das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei einer Härtetemperatur von 1160 °C für maximal 3 Minuten erwärmt wird, danach mit einer Abkühlrate von X < 3 auf eine Temperatur <60 °C, bevorzugt < 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung bei einer Temperatur von 530 °C für mindestens 2 Stunden durchgeführt wird, wobei mindestens zwei Anlasszyklen gefahren werden und das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug nach jedem Anlasszyklus vorzugsweise auf eine Temperatur von <60 °C, bevorzugtIt is also advantageous if the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1160° C. for a maximum of 3 minutes, then at a cooling rate of X<3 to a temperature <60° C., preferably <30° C is cooled for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment being carried out at a temperature of 530 °C for at least 2 hours, with at least two tempering cycles being run and the steel material and/or the tool made from it being preferably heated to one temperature after each tempering cycle of <60°C, preferred
< 30 °C abgekühlt wird. < 30 °C is cooled.
In einer besonders vorteilhaften Ausführungsform wird das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei einer Härtetemperatur von 1150 °C für maximal 3 Minuten erwärmt, danach wird es mit einer Abkühlrate von X < 3 auf eine Temperatur <60 °C, bevorzugt < 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen, wobei die Anlassbehandlung bei einer Temperatur von 530 °C für mindestens 2 Stunden durchgeführt wird, wobei mindestens zwei Anlasszyklen gefahren werden und das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug nach jedem Anlasszyklus vorzugsweise auf eine Temperatur von <60 °C, bevorzugt < 30 °C abgekühlt wird. In a particularly advantageous embodiment, the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1150° C. for a maximum of 3 minutes, after which it is cooled at a rate of X<3 to a temperature <60° C., preferably <30° C cooled for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment being carried out at a temperature of 530 °C for at least 2 hours, with at least two tempering cycles being run and the steel material and/or the tool made from it preferably heated to one temperature after each tempering cycle of <60 °C, preferably <30 °C.
In einer vorteilhaften Ausführungsform wird das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei einer Härtetemperatur von 1140 °C für maximal 3 Minuten erwärmt, danach wird es mit einer Abkühlrate von X < 3 auf eine Temperatur <60 °C, bevorzugt < 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen, wobei die Anlassbehandlung bei einer Temperatur von 530 °C für mindestens 2 Stunden durchgeführt wird, wobei mindestens zwei Anlasszyklen gefahren werden und das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug nach jedem Anlasszyklus vorzugsweise auf eine Temperatur von <60 °C, bevorzugt < 30 °C abgekühlt wird. In an advantageous embodiment, the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1140° C. for a maximum of 3 minutes. it is then cooled at a cooling rate of X<3 to a temperature of <60° C., preferably <30° C., for the purpose of hardening and then tempered, with the tempering treatment being carried out at a temperature of 530° C. for at least 2 hours at least two tempering cycles are run and the steel material and/or the tool made from it is preferably cooled to a temperature of <60° C., preferably <30° C., after each tempering cycle.
Zudem ist es vorteilhaft, wenn das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei einer Härtetemperatur von 1100 °C für maximal 20 Minuten erwärmt wird, danach mit einer Abkühlrate von X < 3 auf eine Temperatur <60 °C, bevorzugt < 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung bei einer Temperatur von 530 °C für mindestens 2 Stunden durchgeführt wird, wobei mindestens zwei Anlasszyklen gefahren werden und das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug nach jedem Anlasszyklus vorzugsweise auf eine Temperatur von <60 °C, bevorzugt < 30 °C abgekühlt wird. It is also advantageous if the steel material and/or the tool made from it is heated at a hardening temperature of 1100° C. for a maximum of 20 minutes, then at a cooling rate of X<3 to a temperature <60° C., preferably <30° C is cooled for the purpose of hardening and then tempered, the tempering treatment being carried out at a temperature of 530 °C for at least 2 hours, with at least two tempering cycles being run and the steel material and/or the tool made from it being preferably heated to one temperature after each tempering cycle of <60 °C, preferably <30 °C.
Vorteilhafterweise wird eine Stahlmatrix erschaffen, welche zur Erhöhung der Härte und Druckfestigkeit MC- und MeC -Karbide umfasst, wobei die MC-Karbide einen Durchschnittsdurchmesser von 0,6 pm und die MeC -Karbide einen Durchschnittsdurchmesser von 0,9 pm aufweisen. A steel matrix is advantageously created which comprises MC and MeC carbides to increase the hardness and compressive strength, the MC carbides having an average diameter of 0.6 μm and the MeC carbides having an average diameter of 0.9 μm.
In einer Ausführungsform wird eine Stahlmatrix eingestellt, wobei die Karbiddichte in der Matrix bei maximal 27538 Partikel/mm2 und minimal 12688 Partikel/mm2 für MeC - und bei maximal 39845 Partikel/mm2 und minimal 21093 Partikel/mm2 für MC-Karbide liegt. Die Partikeldichte wurde ermittelt durch REM-Untersuchungen eines mit 0,05 pm AI2O3 OPS feinpolierten Querschliffs anhand 20 unterschiedlicher Messstellen mit je: Bildausschnitt 43,1 pm x 32,3 pm, Bildauflösung 1024 x 768 Pixel, 15 keV Elektronenstrahlenergie, InA Probenstrom, 100 ps Verbleibzeit pro Pixel. In one embodiment, a steel matrix is adjusted, with the carbide density in the matrix at a maximum of 27538 particles/mm 2 and a minimum of 12688 particles/mm 2 for MeC - and at a maximum of 39845 particles/mm 2 and a minimum of 21093 particles/mm 2 for MC carbides lies. The particle density was determined by REM investigations of a cross-section finely polished with 0.05 pm Al2O3 OPS using 20 different measuring points, each with: image section 43.1 pm x 32.3 pm, image resolution 1024 x 768 pixels, 15 keV electron beam energy, InA sample current, 100 ps dwell time per pixel.
In einer weiterhin vorteilhaften Ausführungsform wird eine Stahlmatrix eingestellt, wobei der durchschnittliche Flächenanteil der MeC-Karbide bei maximal 1,9 % und der MC-Karbide bei maximal 1,3 % liegt. Der Flächenanteil wurde analog zur Partikeldichte gemessen und mittels EDX-Elementverteilung ermittelt. Vorteilhafterweise wird ein Stahlmaterial ausgebildet, das eine Härte von mindestens 62 HRC, bevorzugt von mindestens 63 HRC aufweist, gemessen nach ASTM E18-17. In a further advantageous embodiment, a steel matrix is set, with the average area proportion of the MeC carbides being at most 1.9% and the MC carbides being at most 1.3%. The surface area was measured in the same way as the particle density and determined using EDX element distribution. A steel material is advantageously formed which has a hardness of at least 62 HRC, preferably at least 63 HRC, measured according to ASTM E18-17.
Zudem ist es vorteilhaft, wenn ein Stahlmaterial ausgebildet wird, das eine Zähigkeit, gemessen als Schlagbiegearbeit bei Raumtemperatur nach SEP 1314, von mindestens 73 J aufweist. In addition, it is advantageous if a steel material is formed which has a toughness, measured as impact bending work at room temperature according to SEP 1314, of at least 73 J.
Zudem ist es vorteilhaft, wenn ein Stahlmaterial ausgebildet wird, das eine Druckfestigkeit, gemessen als Stauchgrenze Rp0,2 von > 2700 MPa aufweist, bevorzugt > 2800 MPa, weiters bevorzugt > 2900 MPa, besonders bevorzugt > 2950 MPa. In addition, it is advantageous if a steel material is formed that has a compressive strength, measured as compression limit Rp0.2, of >2700 MPa, preferably >2800 MPa, more preferably >2900 MPa, particularly preferably >2950 MPa.
Zudem betrifft die Erfindung auch einen Werkzeugstahl für Kalt- und Schnellarbeitsanwendungen, der insbesondere nach dem oben genannten Verfahren hergestellt wird, wobei das Stahlmaterial aus folgenden Legierungselementen besteht (alle Angaben in Gew.-%): In addition, the invention also relates to a tool steel for cold and high-speed applications, which is produced in particular according to the above-mentioned method, the steel material consisting of the following alloying elements (all figures in % by weight):
C = 0,55 bis 0,75 C = 0.55 to 0.75
Si = 0,70 bis 1,00 Si = 0.70 to 1.00
Mn = 0,20 bis 0,60 Mn = 0.20 to 0.60
Cr = 4,00 bis 5,00 Cr = 4.00 to 5.00
Mo = 1,80 bis 3,50 Mon = 1.80 to 3.50
V= 0,80 bis 1,50 V= 0.80 to 1.50
W = 1,80 bis 3,00 W = 1.80 to 3.00
Co = 3,00 bis 5,00 Co = 3.00 to 5.00
N = 0,02 bis 0,10 sowie optional eines oder mehrere von N = 0.02 to 0.10 and optionally one or more of
Nickel (Ni) < 1,5 Nickel (Ni) < 1.5
Kupfer (Cu) < 1,0 Copper (Cu) < 1.0
Titan (Ti) < 1,5 Titanium (Ti) < 1.5
Niob (Nb) < 1,5 Niobium (Nb) < 1.5
Tantal (Ta) < 1,5 Tantalum (Ta) < 1.5
Hafnium (Hf) < 1,5 Hafnium (Hf) < 1.5
Zirconium (Zr) < 1,5 Zirconium (Zr) < 1.5
Aluminium (AI) < 1,5 Aluminum (AI) < 1.5
Bor (B) < 0,8 Boron (B) < 0.8
Schwefel (S) < 0,35 Sulfur (S) <0.35
Phosphor (P) < 0,35 Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen. Phosphorus (P) < 0.35 The remainder is iron and unavoidable impurities resulting from the smelting process.
Vorteilhafterweise weist der Kohlenstoffgehalt in der Stah llegierung eine Obergrenze von 0,75 Gew.-%, bevorzugt 0,68 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,63 Gew.-% und eine Untergrenze von 0,55 Gew.-%, bevorzugt bei 0,58 Gew.-%. Unter 0,55 Gew.-% auf. Advantageously, the carbon content in the steel alloy has an upper limit of 0.75% by weight, preferably 0.68% by weight, particularly preferably 0.63% by weight and a lower limit of 0.55% by weight, preferably at 0.58% by weight. Less than 0.55% by weight.
Weiterhin vorteilhafterweise weist der Vanadiumgehalt in der Stahllegierung eine Obergrenze von 1,50 Gew.-%, bevorzugt 1,25 Gew.-%, besonders bevorzugt 1,12 Gew.-% und eine Untergrenze von 0,80 Gew.-%, bevorzugt 0,90 Gew.-% auf. Furthermore advantageously, the vanadium content in the steel alloy has an upper limit of 1.50% by weight, preferably 1.25% by weight, particularly preferably 1.12% by weight and a lower limit of 0.80% by weight, preferably 0.90% by weight.
Es ist ebenfalls vorteilhaft, wenn der Kobaltgehalt in der Stahllegierung eine Obergrenze von 5,00 Gew.-%, bevorzugt 4,30 Gew.-%, besonders bevorzugt 3,70 Gew.-% und eine Untergrenze von 3,00 Gew.-%, bevorzugt 3,50 Gew.-% aufweist. It is also advantageous if the cobalt content in the steel alloy has an upper limit of 5.00% by weight, preferably 4.30% by weight, particularly preferably 3.70% by weight and a lower limit of 3.00% by weight. %, preferably 3.50% by weight.
In einer Ausführungsform wird das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei 1100-1180 °C für maximal 2 bis 20 Minuten gehärtet und mit einer Abkühlrate von < 3 auf einer Temperatur von <60 °C, bevorzugt < 30 °C abgekühlt. In one embodiment, the steel material and/or the tool made from it is hardened at 1100-1180° C. for a maximum of 2 to 20 minutes and cooled at a cooling rate of <3 to a temperature of <60° C., preferably <30° C.
Es ist vorteilhaft, wenn das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei 530- 560 °C für mindestens 2 Stunden mit mindestens zwei Anlasszyklen angelassen wird. It is advantageous if the steel material and/or the tool made from it is tempered at 530-560° C. for at least 2 hours with at least two tempering cycles.
Der Werkzeugstahl kann als Träger für eine PVD-Beschichtung verwendet werden. The tool steel can be used as a carrier for a PVD coating.
Zudem kann der Werkzeugstahl für ein Stanz- oder Feinschneidwerkzeug verwendet werden. In addition, the tool steel can be used for a stamping or fine blanking tool.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei: The invention is explained by way of example with reference to a drawing. They show:
Figur 1: die möglichen erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzungen; FIG. 1: the possible steel compositions according to the invention;
Figur 2: eine Vergleichstabelle, zeigend zwei bekannte Stahlmaterialien und das erfindungsgemäße Material; Figure 2 is a comparison table showing two known steel materials and the material of the present invention;
Figur 3: einen stark schematisierten Herstellungsweg, erfindungsgemäß ist die pulvermetallurgische PM-Route; Figur 4: eine thermodynamische Stabilitätsrechnung für verschiedeneFIG. 3: a highly schematized production route, the powder-metallurgical PM route is according to the invention; Figure 4: a thermodynamic stability calculation for various
Karbidphasen; carbide phases;
Figur 5: REM-Aufnahmen eines erfindungsgemäßen bei 1150 °C gehärtetenFIG. 5: SEM images of an inventive hardened at 1150°C
Stahlmaterials als Querschliff; Steel material as a cross section;
Figur 6: eine weitere REM-Aufnahme eines Querschliffs zeigend die MeC- undFIG. 6: another SEM image of a cross section showing the MeC and
MC-Karbide des Materials; MC carbides of the material;
Figur 7: eine erfindungsgemäße Wärmebehandlung; FIG. 7: a heat treatment according to the invention;
Figur 8: die Anteile der MC- und MeC-Karbide bei unterschiedlichenFigure 8: the proportions of MC and MeC carbides at different
Härtetemperaturen; curing temperatures;
Figur 9: die Karbidanteile bei einer Härtetemperatur von 1150 °C; FIG. 9: the carbide proportions at a hardening temperature of 1150° C.;
Figur 10: die Größenverteilung der MeC -Karbide; FIG. 10: the size distribution of the MeC carbides;
Figur 11: die Größenverteilung der MC-Karbide; FIG. 11: the size distribution of the MC carbides;
Figur 12: für Härtetemperatur 1030 °C: Härte und Schlagbiegearbeit (SB) inFigure 12: for hardening temperature 1030 °C: hardness and impact bending work (SB) in
Abhängigkeit der Anlasstemperatur (nicht erfindungsgemäß); Depending on the tempering temperature (not according to the invention);
Figur 13: für Härtetemperatur 1070 °C: Härte und Schlagbiegearbeit (SB) inFigure 13: for hardening temperature 1070 °C: hardness and impact bending work (SB) in
Abhängigkeit der Anlasstemperatur (nicht erfindungsgemäß); Depending on the tempering temperature (not according to the invention);
Figur 14: für Härtetemperatur 1150 °C: Härte und Schlagbiegearbeit (SB) inFigure 14: for hardening temperature 1150 °C: hardness and impact bending work (SB) in
Abhängigkeit der Anlasstemperatur (erfindungsgemäß); Depending on the tempering temperature (according to the invention);
Figur 15: Ergebnisse zur Druckfestigkeit; FIG. 15: Compressive strength results;
Figur 16: Beispiele erfindungsgemäßer Stahlzusammensetzungen, FIG. 16: examples of steel compositions according to the invention,
Wärmebehandlungen und sich daraus ergebende Härte, Zähigkeit und Druckfestigkeit; Figur 17: Beispiele nicht-erfindungsgemäßer Stahlzusammensetzungen; heat treatments and resulting hardness, toughness and compressive strength; FIG. 17: examples of steel compositions not according to the invention;
Figur 18: beispielhafte Wärmebehandlung, bestehend aus Härten und Anlassen. Figure 18: exemplary heat treatment consisting of hardening and tempering.
In Figur 1 erkennt man den Analysenbereich, innerhalb dessen die Erfindung ausführbar und die erfindungsgemäßen Effekte erreicht werden. FIG. 1 shows the analysis range within which the invention can be carried out and the effects according to the invention can be achieved.
In Figur 2 ist die Zusammensetzung des erfindungsgemäßem Stahlmaterials gezeigt, die im Bereich der Zusammensetzung nach Figur 1 liegt und eine Ausführungsform des Stahlmaterials darstellt. Verglichen wird dieses Stahlmaterial mit zwei anderen Ausführungsformen nämlich REF 1 (EP3050986) und REF 2 (EP1469094), das gegenüber den bekannten Ausführungsformen der Silizium-, Molybdän- und der Kobaltgehalt deutlich angehoben sind und insbesondere auch der Nickelgehalt sich stark unterscheidet und insbesondere abgesenkt ist. FIG. 2 shows the composition of the steel material according to the invention, which is in the range of the composition according to FIG. 1 and represents an embodiment of the steel material. This steel material is compared with two other embodiments, namely REF 1 (EP3050986) and REF 2 (EP1469094), which compared to the known embodiments the silicon, molybdenum and cobalt content are significantly increased and in particular the nickel content differs greatly and in particular is reduced .
Gegenüber bekannten Legierungen im Stand der Technik wird eine sehr enge Auswahl verfolgt, die die erfindungsgemäßen Effekte sicher gewährleistet, insbesondere mit der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung. Compared to known alloys in the prior art, a very narrow selection is pursued, which reliably ensures the effects according to the invention, in particular with the heat treatment according to the invention.
In Figur 3 erkennt man eine konventionelle Schmelzmetallurgische Herstellungsroute (nicht erfindungsgemäß), die mögliche pulvermetallurgische Herstellroute zum Herstellen des Pulvers (erfindungsgemäß), und entsprechender Gegenstände daraus. FIG. 3 shows a conventional melt-metallurgical production route (not according to the invention), the possible powder-metallurgical production route for producing the powder (according to the invention), and corresponding objects therefrom.
Nach dem Erschmelzen des Einsatzmaterials und der Einstellung der gewünschten Zusammensetzung wird eine entsprechende Stahlschmelze insbesondere mit Stickstoff oder anderen Inertgasen zu einem Pulver verdüst. Dieses Pulver wird gegebenenfalls über Sichtung oder Siebung klassiert und das klassierte Pulver anschließend zu einem gewünschten Kornband zusammengesetzt, in eine entsprechende Kapsel gefüllt, welche verschweißt wird und anschließend über heiß-isostatisches Pressen verdichtet wird. Ein derart umgewandeltes Material kann dementsprechend anschließend der Warmumformung zugeführt werden. After the starting material has been melted and the desired composition has been set, a corresponding molten steel is atomized into a powder, in particular with nitrogen or other inert gases. If necessary, this powder is classified by sifting or sieving, and the classified powder is then combined into a desired particle size range, filled into a corresponding capsule, which is welded and then compacted by hot isostatic pressing. Accordingly, a material converted in this way can then be subjected to hot forming.
Insbesondere kann das durch das heiß-isostatische Pressen erzielte dichte und homogene Material in einem Umformungsprozess auf die erforderlichen Abmessungen gewalzt oder geschmiedet werden. Di e Di cke nach dem Warmwal z en kann be i spi e l swe i s e 60 mm betragen, was einem Umformgrad von V facher Durchmesserabnahme entspricht . In particular, the dense and homogeneous material obtained by hot isostatic pressing can be rolled or forged to the required dimensions in a forming process. The thickness after hot rolling can be example 60 mm, which corresponds to a degree of deformation of V times the diameter reduction.
In Stahlmaterialien, die seigerungsaktive Elemente enthalten und nach dem konventionellen Gussverfahren hergestellt werden, treten Seigerungen auf. In den Seigerungszonen kommt es oft zu Ungleichgewicht der Elementkonzentrationen. Dies kann zur Bildung von Primärkarbiden führen, obwohl eine Primärkarbidbildung aufgrund der Legierungslage im thermodynamischen Gleichgewicht nicht zu erwarten wäre. Die pulvermetallurgische Herstellungsroute hat den Vorteil, dass das Auftreten von Seigerungszonen und somit die Bildung von Primärkarbiden verhindert werden. Segregation occurs in steel materials that contain segregation-active elements and are manufactured using the conventional casting process. In the segregation zones there is often an imbalance in the element concentrations. This can lead to the formation of primary carbides, although primary carbide formation would not be expected due to the alloy position in thermodynamic equilibrium. The powder metallurgical manufacturing route has the advantage that the occurrence of segregation zones and thus the formation of primary carbides are prevented.
Die Produktionsparameter beim Verdüsen der Stahlschmelze haben signifikanten Einfluss auf die Pulverkorngröße und somit auf die Karbidkorngröße. Auch beim HIP-Prozess ist eine Feinjustierung der Einstellparameter von Temperatur und Drücken notwendig, damit es zu keinem Karbidwachstum oder zur Clusterbildung von Karbiden kommt. Besonders bei solch hochlegierten Stählen wie im erfindungsgemäßen Gegenstand liegen oftmals hohe Karbidanteile vor. Karbide wirken sich positiv auf die Druckfestigkeit und auf die Härte im Allgemeinen aus. Dennoch stellen Karbide in Bezug auf Zähigkeit, Druckfestigkeit und Ermüdungsfestigkeit „Fehlstellen" dar, die diese Eigenschaften limitieren. Diesbezüglich ist es besonders wichtig, dass kleine, runde und über den Querschnitt homogenen verteilte Karbide vorliegen. Aufgrund der hohen Anzahl der Karbide kommt es bei solch hochlegierten Stählen oftmals vor, dass die Karbide während des konventionellen Guss-Prozesses konglomerieren, was die Zähigkeit und die Ermüdungsfestigkeit und in weiterer Folge auch die Lebensdauer des daraus gefertigten Werkzeugs stark limitieren kann. Im vorliegenden erfindungsgemäßen Gegenstand liegen feine singuläre Karbide vor. The production parameters when atomizing the molten steel have a significant influence on the powder grain size and thus on the carbide grain size. Fine adjustment of the setting parameters for temperature and pressure is also necessary in the HIP process so that there is no carbide growth or carbide cluster formation. Particularly in the case of such high-alloy steels as in the subject matter according to the invention, high carbide proportions are often present. Carbides have a positive effect on compressive strength and hardness in general. Nevertheless, in terms of toughness, compressive strength and fatigue strength, carbides represent "defects" that limit these properties. In this regard, it is particularly important that the carbides are small, round and homogeneously distributed over the cross-section. Due to the high number of carbides, such In high-alloy steels, it is often the case that the carbides conglomerate during the conventional casting process, which can severely limit the toughness and fatigue strength and consequently also the service life of the tool made from them.
Insbesondere handelt es sich um die sogenannten Sekundärhärtekarbide von Typ MC und MeC, die aus der Festphase während einer Anlassbehandlung entstehen. Die Sekundärkarbide weisen in der Regel eine kleinere Partikelgröße im Vergleich zu aus der Schmelze ausgeschiedenen Primärkarbiden auf. In particular, these are the so-called secondary hardening carbides of the MC and MeC types, which are formed from the solid phase during a tempering treatment. The secondary carbides usually have a smaller particle size compared to the primary carbides separated from the melt.
Eine thermodynamische Stabilitätsberechnung mittels ThermoCalc für verschiedene Karbidphasen ist in Figur 4 dargestellt. Die Berechnung zeigt, welche Karbidphasen bei einer bestimmten Temperatur im Gleichgewicht vorliegen bzw. thermodynamisch stabil sind. Dies ist für die Einstellung der Härtetemperatur notwendig, bei der eine ausreichende Löslichkeit der Karbidphasen gegeben ist. Karbide vom Typ M23C6 und M7C3 lösen sich während des Härtens vollständig in der Matrix, Karbide vom Typ MC und M6C lösen sich zu großen Teilen, aber nicht vollständig. Eine komplette Löslichkeit der Karbide ist allerdings nicht erwünscht, daher ist die maximale Härtetemperatur auf 1180 °C begrenzt. Ein gewisser Anteil an Karbiden soll im Gefüge beim Härten erhalten bleiben, um eine Vergröberung der Körner zu verhindern. Dies kann damit erklärt werden, dass Karbide wie Wachstumsbremsen fungieren und das unerwünschte Kornwachstum verlangsamen. A thermodynamic stability calculation using ThermoCalc for different carbide phases is shown in FIG. The calculation shows which carbide phases are in equilibrium or thermodynamically stable at a certain temperature. This is necessary for setting the curing temperature at which there is sufficient solubility of the carbide phases is given. Carbides of the M23C6 and M7C3 type completely dissolve in the matrix during hardening, carbides of the MC and M6C type largely, but not completely, dissolve. However, complete solubility of the carbides is not desired, which is why the maximum hardening temperature is limited to 1180 °C. A certain proportion of carbides should remain in the structure during hardening in order to prevent the grains from becoming coarser. This can be explained by the fact that carbides act as growth brakes and slow down unwanted grain growth.
Es ist erkennbar, dass die meisten Karbidphasen bei 1100 °C, insbesondere bei 1150 °C thermodynamisch nicht stabil sind und sich zersetzen. Wird die Temperatur von 1100 °C jedoch unterschritten, werden zu wenige Legierungselemente in der Matrix gelöst. Dies führt zu einem verringerten Härtelevel. Außerdem hat eine zu niedrige Härtetemperatur bei der erfindungsgemäßen Legierungslage einen erhöhten Karbidgehalt zur Folge. In anderen Worten ist bei einer geringeren Härtetemperatur das Sekundärkarbidvolumen höher, weil sich weniger Sekundärkarbide in der Matrix auflösen. Höhere Temperaturen und längere Haltezeiten führen zu einem geringeren Karbidvolumen. Daher beträgt die Haltedauer im Temperaturbereich um 1100 °C 20 min. It can be seen that most carbide phases are not thermodynamically stable at 1100 °C, especially at 1150 °C, and decompose. However, if the temperature falls below 1100 °C, too few alloying elements are dissolved in the matrix. This leads to a reduced hardness level. In addition, too low a hardening temperature in the alloy layer according to the invention results in an increased carbide content. In other words, at a lower hardening temperature, the secondary carbide volume is higher because fewer secondary carbides dissolve in the matrix. Higher temperatures and longer holding times result in lower carbide volume. Therefore, the holding time in the temperature range around 1100 °C is 20 minutes.
Die maximale Härtetemperatur, bei der die erfindungsgemäßen Effekte noch erreichbar sind, liegt bei 1180 °C. Wird die Temperatur überschritten, werden mehr Kohlenstoff und Karbidbildner in der Matrix gelöst. Dies erhöht die Härte des Stahlmaterials, führt allerdings zu einer signifikanten Verminderung der Zähigkeit. Besonders wichtig ist hierbei die Einhaltung der Haltezeit, welche im Temperaturbereich um 1180 °C nicht mehr als 2 min betragen darf. Längere Haltezeiten verstärken bei der genannten Temperatur das Karbidwachstum. The maximum hardening temperature at which the effects according to the invention can still be achieved is 1180.degree. If the temperature is exceeded, more carbon and carbide formers are dissolved in the matrix. This increases the hardness of the steel material, but leads to a significant reduction in toughness. It is particularly important to adhere to the holding time, which must not be more than 2 minutes in the temperature range around 1180 °C. Longer holding times increase carbide growth at the stated temperature.
Es hat sich herausgestellt, dass der Temperaturbereich um 1140-1160 °C besonders vorteilhaft ist und eine ausgewogene Kombination von Härte- und Zähigkeitseigenschaften ergibt. Die optimale Haltedauer liegt hier bei maximal 3 min. It has been found that the temperature range around 1140-1160°C is particularly advantageous and results in a balanced combination of hardness and toughness properties. The optimal holding time here is a maximum of 3 minutes.
Daher liegt die erfindungsgemäße Untergrenze für die Härtetemperatur bei 1100 °C, insbesondere bei 1150 °C. Die Temperaturobergrenze, bei der die erfindungsgemäßen Effekte ebenfalls erreichbar sind, liegt bei 1180 °C. The lower limit according to the invention for the hardening temperature is therefore 1100.degree. C., in particular 1150.degree. The upper temperature limit at which the effects according to the invention can also be achieved is 1180.degree.
Dies ist deutlich in Figur 5 erkennbar. Eine bei 1150 °C gehärtete und anschließend erfindungsgemäß wärmebehandelte Stahloberfläche weist feine, singuläre, fein verteilte Karbide auf. Es sind keine Seigerungen, Karbidagglomerate oder Inhomogenitäten in der Struktur erkennbar. This can be clearly seen in FIG. A steel surface hardened at 1150° C. and then heat-treated according to the invention has fine, singular, finely distributed carbides. There are no segregations, carbide agglomerates or inhomogeneities in the structure.
Bei der erfindungsgemäßen Legierungslage, insbesondere in Kombination mit der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung, ist die Karbidphasenverteilung besonders homogen (Figur 6). Die Karbide, insbesondere von Typ MC und MeC, sind rund und gleichmäßig in der Stahlmatrix verteilt. Es liegen keine Karbidkonglomerate vor. Außerdem sind keine großen Primärkarbide vorhanden. In the alloy layer according to the invention, in particular in combination with the heat treatment according to the invention, the carbide phase distribution is particularly homogeneous (FIG. 6). The carbides, especially of type MC and MeC, are round and evenly distributed in the steel matrix. There are no carbide conglomerates. In addition, no large primary carbides are present.
Eine fein abgestimmte Wärmebehandlung hat signifikanten Einfluss auf die Größe, homogene Verteilung und schließlich den Flächenanteil der Karbide. Da die Sekundärkarbide aus der Festphase ausgeschieden werden, ist eine Feinjustierung der auf die jeweilige Härtetemperatur abgestimmte Haltedauer und der anschließenden Anlassbehandlung notwendig. A finely tuned heat treatment has a significant influence on the size, homogeneous distribution and finally the area percentage of the carbides. Since the secondary carbides are precipitated from the solid phase, a fine adjustment of the holding time matched to the respective hardening temperature and the subsequent tempering treatment is necessary.
Der Temperaturbereich zwischen 530 °C und 560 °C hat sich als besonders vorteilhaft für eine Anlassbehandlung bei der erfindungsgemäßen Legierungslage herausgestellt. Wird jedoch die Temperatur von 560 °C überschritten, wird das Härteniveau zu stark herabgesetzt. Beim Unterschreiten von 530 °C, wird die Zähigkeit deutlich reduziert. Außerdem führt dies zu einem erhöhten Anteil an Restaustenit, welcher auch nach einer dreistufigen Anlassbehandlung nicht komplett beseitigt werden kann. Daher liegt die Obergrenze für die Anlassbehandlung bei 560 °C und die Untergrenze bei 530 °C. The temperature range between 530° C. and 560° C. has turned out to be particularly advantageous for a tempering treatment in the case of the alloy layer according to the invention. However, if the temperature of 560 °C is exceeded, the level of hardness is reduced too much. If the temperature falls below 530 °C, the toughness is significantly reduced. In addition, this leads to an increased proportion of retained austenite, which cannot be completely eliminated even after a three-stage tempering treatment. Therefore, the upper limit for the tempering treatment is 560°C and the lower limit is 530°C.
In Figur 7 sind erfindungsgemäße Härte- und Anlassbehandlungen abgebildet. Bei einer erfindungsgemäßen Ausführungsform wird das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei einer Temperatur von 1180 °C für maximal 2 min gehärtet und anschließend rasch mit X < 3 auf < 30 °C abgekühlt (Figur 7). Dabei werden mit X-Werten Abkühlraten definiert und bezeichnen die Zeit, die für die Abkühlung eines Stahls von 800 °C auf 500 °C nötig ist, in der Einheit Hektosekunden. Die Angabe X =3 bedeutet also, dass die Abkühlung von 800 auf 500 °C etwa 3 hs = 300 s = 5 min dauert. Hardening and tempering treatments according to the invention are shown in FIG. In an embodiment according to the invention, the steel material and/or the tool made from it is hardened at a temperature of 1180° C. for a maximum of 2 minutes and then rapidly cooled to <30° C. with X<3 (FIG. 7). X values are used to define cooling rates and describe the time required to cool a steel from 800 °C to 500 °C in hectoseconds. The specification X = 3 means that the cooling from 800 to 500 °C takes about 3 hs = 300 s = 5 min.
Die Unterschreitung der 30 °C- Grenze ist essentiell, da hierbei der Restaustenit abgebaut wird. Ein verbliebener Restaustenit kann die mechanischen Kennwerte stark beeinträchtigen. Außerdem kann er zu einem Werkzeugausfall führen. Dies ist mit einer Gefügeumwandlung im laufenden Betrieb zu erklären, welche mit einer Volumen- und Maßänderung einhergeht. Um dies zu verhindern, wird der Stahl zwei oder drei Mal bei 560 °C für jeweils 120 min angelassen. Nach jedem Anlasszyklus wird das Stahlmaterial vorzugsweise auf < 30 °C abgekühlt. It is essential that the temperature falls below the 30 °C limit, since the retained austenite is broken down here. A residual austenite can severely affect the mechanical characteristics. It can also lead to tool failure. This can be explained by a structural transformation during operation, which is accompanied by a change in volume and dimensions. To prevent this, the steel is heated two or three times at 560 °C for 120 minutes each time tempered. After each tempering cycle, the steel material is preferably cooled to < 30 °C.
Dabei wird der Restaustenitanteil nach jedem Härte- und Anlasszyklus aus Erwärmung, Halten und Abkühlen deutlich verringert. Je nach gewünschtem minimalen Restaustenitgehalt können bis zu drei Anlasszyklen vorgesehen werden, da mit jedem weiteren Anlasszyklus ein weiterer Anteil des Restaustenits in den gewünschten Martensit umklappt. Ein möglichst geringer Anteil an Restaustenit ist deshalb so vorteilhaft, da dieser sich im Belastungsfall umwandelt und das entsprechende Teil, z.B. ein Stanzstempel dann zum Sprödbruch neigen kann. The proportion of retained austenite is significantly reduced after each hardening and tempering cycle consisting of heating, holding and cooling. Depending on the desired minimum retained austenite content, up to three tempering cycles can be provided, since with each additional tempering cycle a further portion of the retained austenite turns into the desired martensite. The lowest possible proportion of retained austenite is so advantageous because it transforms under load and the corresponding part, e.g. a punch, can then tend to brittle fracture.
Um diese Umwandlung des Restaustenits in Martensit zu gewährleisten, muss nach jedem Härtezyklus und vorteilhafterweise nach jedem Anlasszyklus auf < 60 °C, bevorzugt < 30 °C gekühlt werden. In order to ensure this transformation of the retained austenite into martensite, cooling to <60° C., preferably <30° C., must take place after each hardening cycle and advantageously after each tempering cycle.
In einer weiteren Ausführungsform wird das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei 1160 °C für maximal 3 min gehärtet. Anschließend wird es auf < 30 °C abgekühlt, wobei die -Werte < 3 eingehalten werden. Nach der Abkühlung wird das Stahlmaterial zwei oder drei Mal bei 560 °C für jeweils 120 °C angelassen. Nach jedem Anlasszyklus wird das Stahlmaterial vorzugsweise auf < 30 °C abgekühlt. In a further embodiment, the steel material and/or the tool made from it is hardened at 1160° C. for a maximum of 3 minutes. It is then cooled to < 30 °C, with the values < 3 being observed. After cooling, the steel material is tempered two or three times at 560°C for 120°C each. After each tempering cycle, the steel material is preferably cooled to < 30 °C.
Bei einer besonders vorteilhaften Ausführungsform wird der Stahl und/ oder das daraus hergestellte Werkzeug bei einer Temperatur von 1150 °C für maximal 3 min gehärtet und anschließend auf < 30 °C abgekühlt. Im Anschluss wird der Stahl zwei oder drei Mal bei 530 °C für jeweils 120 min angelassen. Nach jedem Anlasszyklus wird das Stahlmaterial vorzugsweise auf < 30 °C abgekühlt. In a particularly advantageous embodiment, the steel and/or the tool made from it is hardened at a temperature of 1150° C. for a maximum of 3 minutes and then cooled to <30° C. The steel is then tempered two or three times at 530 °C for 120 minutes each. After each tempering cycle, the steel material is preferably cooled to < 30 °C.
Vorteilhafterweise wird der Stahl und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei 1140 °C für maximal 3 min gehärtet. Anschließend wird er auf < 30 °C abgekühlt und zwei oder drei Mal bei 530 °C für jeweils 120 min angelassen. Nach jedem Anlasszyklus wird der Stahl vorzugsweise auf < 30 °C abgekühlt. Advantageously, the steel and/or the tool made from it is hardened at 1140° C. for a maximum of 3 minutes. It is then cooled to < 30 °C and tempered two or three times at 530 °C for 120 min each time. After each tempering cycle, the steel is preferably cooled to < 30 °C.
Es ist ebenfalls vorteilhaft, wenn das Stahlmaterial und/oder das daraus hergestellte Werkzeug bei 1100 °C für maximal 20 min gehärtet und anschließend auf < 30 °C abgekühlt wird. Anschließend wird das Stahlmaterial einer Anlassbehandlung von zwei oder drei Anlasszyklen bei 530 °C für jeweils 120 min unterzogen. Nach jedem Anlasszyklus wird der Stahl vorzugsweise auf < 30 °C abgekühlt. It is also advantageous if the steel material and/or the tool made from it is hardened at 1100° C. for a maximum of 20 minutes and then cooled to <30° C. Subsequently, the steel material is subjected to a tempering treatment of two or three cycles of tempering at 530 °C for 120 min each. After each tempering cycle, the steel is preferably cooled to < 30 °C.
Die erfindungsgemäße Anlassbehandlung sieht vor, das Anlassen unmittelbar nach dem Härten für jeden Anlasszyklus zumindest 2 Stunden durchzuführen, wobei der Ofen auf die Anlasstemperatur als Sollwert eingestellt wird. Es wird ein direktes Aufheizen auf diesen Sollwert durchgeführt, wobei dies in Stickstoffatmosphäre geschieht. In jedem Zyklus wird 2 Stunden auf Solltemperatur erhitzt und anschließend wird die Beheizung bei bestehender Stickstoffatmosphäre ausgeschaltet. Die Endtemperatur liegt bei unter 30 °C und bei deren Erreichen wird der nächste Zyklus gestartet. Es werden zwei oder drei Anlasszyklen durchgeführt. Selbstverständlich ist es möglich jeden Anlasszyklus bezüglich der Anlasstemperatur bzw. Aufheiz- und Abkühlraten unterschiedlich auszuführen, allerdings kann es durchaus vorteilhaft sein, jeden Anlasszyklus ident durchzuführen. The tempering treatment according to the invention provides for tempering to be carried out immediately after hardening for at least 2 hours for each tempering cycle, with the furnace being set to the tempering temperature as a target value. Direct heating to this setpoint is carried out, this being done in a nitrogen atmosphere. In each cycle, the set temperature is heated for 2 hours and then the heating is switched off while the nitrogen atmosphere is present. The end temperature is below 30 °C and when it is reached the next cycle is started. Two or three cranking cycles are carried out. It is of course possible to carry out each tempering cycle differently with regard to the tempering temperature or heating and cooling rates, but it can certainly be advantageous to carry out each tempering cycle identically.
Der resultierende Karbidanteil variiert abhängig von der Wärmebehandlung und insbesondere von der angewendeten Härtetemperatur, weil dabei Elemente gelöst werden, die für die Bildung der später entstehenden Sekundärhärtekarbide benötigt werden. Es ist allerdings vorteilhaft, wenn ein gewisser Anteil an Sekundärkarbiden im Gefüge erhalten bleibt. Dies verlangsamt das Kornwachstum und verhindert somit eine Vergröberung der Körner. The resulting carbide content varies depending on the heat treatment and in particular on the hardening temperature used, as this dissolves elements that are required for the formation of the later secondary hardening carbides. However, it is advantageous if a certain proportion of secondary carbides is retained in the structure. This slows grain growth and thus prevents the grains from becoming coarse.
Die Erfindung wird anhand eines Beispiels weiter erläutert: The invention is explained further using an example:
Drei Proben einer erfindungsgemäßen Legierung werden bei 1070 °C (Figur 13, nicht erfindungsgemäß), 1150 °C (Figur 14, erfindungsgemäß) und 1030 °C (Figur 12, nicht erfindungsgemäß) gehärtet, mit = 0,35 abgeschreckt und bei 530 °C (erfindungsgemäß), 560 °C (erfindungsgemäß) oder 590 °C (nicht erfindungsgemäß) angelassen. Das nichterfindungsgemäße Härten führt zu geringeren Härteniveaus, das nicht-erfindungsgemäße Anlassen zu einer verringerten Härte und Zähigkeit. Anschließend wird der Flächenanteil an MC- und MeC-Karbiden ermittelt (Figur 8). Die Proben, bei welchen die erfindungsgemäße Härtetemperatur nicht eingehalten wird, enthalten einen höheren Karbidanteil, während die bei 1150 °C gehärtete Probe den geringsten Karbidgehalt aufweist. Three samples of an alloy according to the invention are hardened at 1070° C. (FIG. 13, not according to the invention), 1150° C. (FIG. 14, according to the invention) and 1030° C. (FIG. 12, not according to the invention), quenched with =0.35 and at 530° C (according to the invention), 560° C. (according to the invention) or 590° C. (not according to the invention). Hardening not according to the invention leads to lower hardness levels, tempering not according to the invention leads to reduced hardness and toughness. Then the proportion of MC and MeC carbides is determined (FIG. 8). The samples in which the hardening temperature according to the invention is not observed contain a higher proportion of carbide, while the sample hardened at 1150° C. has the lowest carbide content.
Die bei 1070 °C gehärtete Probe enthält 1,59 % und 2,62 % MeC-Karbide. Härten bei 1030 °C ergibt 1,51 % MC- und 3,43 % MeC -Karbide. Der geringste Karbidgehalt wird bei der bei 1150 °C gehärteten Probe ermittelt und beträgt entsprechend 1,33 % für MC- und 2,45 % für MeC -Karbide. Die Ergebnisse zeigen, dass der gewünschte niedrige Karbidgehalt nur im engen erfindungsgemäßen Temperaturfenster erreichbar ist. Der Karbidgehalt ist angegeben als Flächenanteil. The sample hardened at 1070 °C contains 1.59% and 2.62% MeC carbides. Hardening at 1030 °C gives 1.51% MC and 3.43% MeC carbides. The lowest carbide content is determined in the sample hardened at 1150 °C and is accordingly 1.33% for MC and 2.45% for MeC carbides. The results show that the desired low carbide content can only be achieved in the narrow temperature window according to the invention. The carbide content is given as an area fraction.
Erfindungsgemäß haben die Vanadium-reichen MC-Karbide eine Maximalgröße von 1,5 pm und die Wolfram- und Molybdänreichen MeC -Karbide sind maximal 2,1 pm groß. Dabei beträgt der Durchschnittsdurchmesser der kleinen MC-Karbide 0,6 pm, während der Durchschnittsdurchmesser der größeren MeC -Karbide bei 0,9 pm liegt (Figur 9). Die Größenverteilung der MC- und MeC -Karbide ist in Figuren 10 und 11 dargestellt. Die Karbidgröße ist angegeben als ECD (Equivalent Circle Diameter, flächengleicher Kreisdurchmesser). According to the invention, the vanadium-rich MC carbides have a maximum size of 1.5 μm and the tungsten and molybdenum-rich MeC carbides have a maximum size of 2.1 μm. The average diameter of the small MC carbides is 0.6 μm, while the average diameter of the larger MeC carbides is 0.9 μm (FIG. 9). The size distribution of the MC and MeC carbides is shown in Figures 10 and 11. Carbide size is given as ECD (Equivalent Circle Diameter).
Es ist vorteilhaft, wenn die Karbiddichte in der Matrix bei maximal 27538 Partikel/mm2 für MeC - und bei maximal 39845 Partikel/mm2 für MC-Karbide liegt. Demzufolge ist es vorteilhaft, wenn der durchschnittliche Flächenanteil der großen MeC-Karbide bei maximal 1,9 % und der kleinen MC-Karbide bei maximal 1,3 % liegt. It is advantageous if the carbide density in the matrix is a maximum of 27538 particles/mm 2 for MeC and a maximum of 39845 particles/mm 2 for MC carbides. Accordingly, it is advantageous if the average area proportion of the large MeC carbides is at most 1.9% and the small MC carbides is at most 1.3%.
Mit der erfindungsgemäßen Legierungslage und der darauf abgestimmten Wärmebehandlung wird ein Stahlmaterial und/ oder ein daraus hergestelltes Werkzeug geschaffen, welches eine hohe Druckfestigkeit aufweist. Es können Stauchgrenzen Rp0,2 von mehr als 2950 MPa bei einem Härteniveau von 64 bis 65 HRC erreicht werden. In Figur 15 sind die Ergebnisse des uniaxialen Stauchversuchs dargestellt mit Elastizitätsmodul (E), 0,05%-Stauchgrenze bei 0,05% Deformation (Rp0,05), 0,01%-Stauchgrenze bei 0,1% Deformation (Rp0,l) und Stauchgrenze bei 0,2% Deformation (Rp0,2). Die Proben werden bei Raumtemperatur mit einer Prüfgeschwindigkeit von 0,00025 1/s gemessen. Die Proben sind vom Typ LCF mit verkürztem Schaft und haben einen Durchmesser von 9 mm und eine Anfangsmesslänge (Lo) von 12 mm (gemessen mit einer servohydraulischen Prüfmaschine Instron 8854, Kraftaufnehmer 250 kN). With the alloy layer according to the invention and the heat treatment tailored to it, a steel material and/or a tool made from it is created which has a high compressive strength. Compression limits Rp0.2 of more than 2950 MPa can be achieved with a hardness level of 64 to 65 HRC. Figure 15 shows the results of the uniaxial compression test with modulus of elasticity (E), 0.05% compression limit at 0.05% deformation (Rp0.05), 0.01% compression limit at 0.1% deformation (Rp0.1 ) and compression limit at 0.2% deformation (Rp0.2). The samples are measured at room temperature with a test speed of 0.00025 1/s. The specimens are of the LCF type with a shortened shank and have a diameter of 9 mm and an initial gauge length (Lo) of 12 mm (measured with an Instron 8854 servo-hydraulic testing machine, load cell 250 kN).
Figur 16 zeigt verschiedene erfindungsgemäße, pulvermetallurgisch hergestellte Stähle, Wärmebehandlungen und sich daraus ergebende Härte in HRC, Zähigkeit in Form der Schlagbiegearbeit (SB) in Joule und Stauchgrenze Rp0,2 in MPa. Figur 17 zeigt verschiedene nicht-erfindungsgemäße Stahlzusammensetzungen, welche mit einer Wärmebehandlung bestehend aus Härten und Anlassen vergütet wurden und sich daraus ergebender Härte, Zähigkeit und Stauchgrenze. FIG. 16 shows various powder-metallurgically produced steels according to the invention, heat treatments and the resulting hardness in HRC, toughness in the form of impact bending work (SB) in Joule and compression limit Rp0.2 in MPa. FIG. 17 shows various steel compositions not according to the invention, which were tempered with a heat treatment consisting of hardening and tempering and the resulting hardness, toughness and compression limit.
Figur 18 zeigt eine beispielhafte Wärmebehandlung, bestehend aus Härten und 3 Anlasszyklen. In dieser Ausführungsform werden vor Erreichen der Härtetemperatur von 1150 °C zwei Haltepunkte eingeführt, der erste bei 690 °C, der zweite bei 850°C. Diese gewährleisten die Durchwärmung des Stahlmaterials. FIG. 18 shows an exemplary heat treatment consisting of hardening and 3 tempering cycles. In this embodiment, before reaching the hardening temperature of 1150°C, two breakpoints are introduced, the first at 690°C, the second at 850°C. These ensure the heating of the steel material.
Mit der erfindungsgemäßen Legierung und der darauf abgestimmten Wärmebehandlung ist eine um 15 bis 20 % erhöhte Dauerfestigkeit gegenüber anderen pulvermetallurgisch hergestellten Kaltarbeitsstählen identer Härte (62-65 HRC, Dauerfestigkeit ca. 950 bis 1050 MPa) zu erwarten. With the alloy according to the invention and the heat treatment tailored to it, fatigue strength increased by 15 to 20% compared to other powder-metallurgically produced cold work steels of identical hardness (62-65 HRC, fatigue strength approx. 950 to 1050 MPa) can be expected.
Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung und Wärmebehandlung gelingt es, ein Stahlmaterial mit einer ausgezeichneten Kombination von Härte und Zähigkeit zu schaffen. Das erfindungsgemäße Material besitz bei einer sehr hohen Härte eine außergewöhnlich gute Zähigkeit, so dass es gelungen ist, zwei widerstreitende miteinander konkurrierende mechanische Eigenschaften in Einklang miteinander zu bringen. With the alloy composition and heat treatment according to the invention, it is possible to create a steel material with an excellent combination of hardness and toughness. The material according to the invention has an exceptionally good toughness with a very high degree of hardness, so that it has been possible to reconcile two conflicting mechanical properties.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass der Härte-Zähigkeits-Vorteil, insbesondere bei der angegeben Härtetemperatur um 1150 °C erzielt werden kann, wenn der vorgegebene Wärmebehandlungszyklus eingehalten wird. Bei der genannten Härtetemperatur können eine Härte von 65 HRC und Zähigkeit von 73 J erreicht werden. Schon geringe Abweichungen in der Härtetemperatur nach unten oder nach oben sind zwar nicht ausgeschlossen, jedoch sind die signifikanten Härte-Zähigkeits-Vorteile gegenüber dem Stand der Technik nicht mehr in dem Ausmaß gewährleistet. Bei Temperaturen oberhalb von 1180 °C besteht die Gefahr, dass bereits erste Anschmelzungen im Material auftreten können, was ebenfalls nicht erwünscht ist. The advantage of the invention is that the advantage in terms of hardness and toughness, in particular at the specified hardening temperature of around 1150° C., can be achieved if the specified heat treatment cycle is observed. At the specified hardening temperature, a hardness of 65 HRC and toughness of 73 J can be achieved. Even small downward or upward deviations in the hardening temperature cannot be ruled out, but the significant hardness-toughness advantages over the prior art are no longer guaranteed to the same extent. At temperatures above 1180 °C there is a risk that the material will begin to melt, which is also undesirable.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass das erfindungsgemäße Verfahren es ermöglicht, sehr sicher mechanische Eigenschaften zu erzielen, die vormals miteinander in dieser Form nicht vereinbar waren. Insbesondere werden sehr hohe Härte-Werte von über 62 HRC erzielt bei Zähigkeiten von 70-90 J oder mehr (gemessen als Schlagbiegearbeit bei Raumtemperatur nach SEP 1314), die vorher in diesem Bereich mit diesen Materialen in dieser Form nicht sicher erzielbar waren. Hierzu ist es notwendig, diese enge Auswahl sicher einzuhalten. Zudem werden eine hohe Druckfestigkeit, gemessen als Stauchgrenze Rp0,2 von über 2700 MPa bei einem Härteniveau von 62-65 HRC erreicht. Ein derartiges Stahlmaterial eignet sich hervorragend als Trägermaterial für PVD-Beschichtungen, insbesondere Hartstoffbeschichtungen, und zur Herstellung hochfester Werkzeuge, insbesondere Stanz- und Feinschneidwerkzeuge. The advantage of the invention is that the method according to the invention makes it possible to achieve very reliable mechanical properties that were previously incompatible with one another in this form. In particular, very high hardness values of over 62 HRC are achieved with toughness of 70-90 J or more (measured as impact bending work at room temperature according to SEP 1314), which previously could not be reliably achieved with these materials in this form in this area. To do this, it is necessary to adhere to this narrow selection. In addition, a high compressive strength, measured as the compression limit Rp0.2, of over 2700 MPa is achieved with a hardness level of 62-65 HRC. Such a steel material is excellently suited as a carrier material for PVD coatings, in particular hard material coatings, and for the production of high-strength tools, in particular stamping and fine-blanking tools.

Claims

Patentansprüche patent claims
1. Verfahren zum Herstellen eines Werkzeugstahls für Kalt- und/oder Schnellarbeitsanwendungen, insbesondere als Zwischenprodukt für die Herstellung von Kalt- und/oder Schnellarbeitswerkzeugen mit einer PVD-Beschichtung, wobei ein Stahlmaterial bestehend aus folgenden Legierungselementen: (alle Angaben in Gew.-%): 1. Process for producing a tool steel for cold and/or high-speed applications, in particular as an intermediate product for the production of cold and/or high-speed tools with a PVD coating, with a steel material consisting of the following alloying elements: (all figures in % by weight ):
C = 0,55 bis 0,75 C = 0.55 to 0.75
Si = 0,70 bis 1,00 Si = 0.70 to 1.00
Mn = 0,20 bis 0,50 Mn = 0.20 to 0.50
Cr = 4,00 bis 5,00 Cr = 4.00 to 5.00
Mo = 1,80 bis 3,50 Mon = 1.80 to 3.50
V = 0,80 bis 1,50 V = 0.80 to 1.50
W = 1,80 bis 3,00 W = 1.80 to 3.00
Co = 3,00 bis 5,00 Co = 3.00 to 5.00
N = 0,02 bis 0,10 sowie optional eines oder mehrere von N = 0.02 to 0.10 and optionally one or more of
Ni < 1,5 Ni < 1.5
Cu < 1,0 Cu < 1.0
Ti < 1,5 Ti < 1.5
Nb < 1,5 N b < 1.5
Ta < 1,5 Ta < 1.5
Hf < 1,5 HR < 1.5
Zr < 1,5 Zr < 1.5
AI < 1,5 AI < 1.5
B < 0,8 B<0.8
S < 0,35 S<0.35
P < 0,35 Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen erschmolzen und durch Verdüsen zu einem Pulver verarbeitet wird und das Pulver anschließend heiß-isostatisch gepresst wird und das derart hergestellte Stahlmaterial gegebenenfalls einer Warmumformung unterzogen wird, wobei eine Wärmebehandlung folgt, wobei die Wärmebehandlung so durchgeführt wird, dass das Stahlmaterial zunächst auf eine Härtetemperatur von 1100 °C bis 1180 °C erwärmt wird, danach für maximal 2 bis 20 Minuten auf dieser Härtetemperatur gehalten und danach auf eine Temperatur < 60 °C zum Zwecke der Härtung mit < 3 abgekühlt und anschließend angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung zumindest zwei Zyklen umfasst bei denen das Stahlmaterial auf eine Temperatur von 530 °C bis 560 °C erwärmt wird und zumindest 1,5 Stunden auf dieser Temperatur von 530 °C bis 560 °C gehalten wird und anschließend auf eine Temperatur < 60 °C abgekühlt wird. P<0.35 The rest of the iron and impurities that are unavoidable due to smelting are melted and processed into a powder by atomization and the powder is then hot isostatically pressed and the steel material produced in this way is optionally subjected to hot forming, with heat treatment following, with the heat treatment being carried out in such a way that the steel material is first heated to a hardening temperature of 1100 °C to 1180 °C, then held at this hardening temperature for a maximum of 2 to 20 minutes and then cooled to a temperature <60 °C for the purpose of hardening with <3 and then tempered, with the Tempering treatment comprises at least two cycles in which the steel material is heated to a temperature of 530 °C to 560 °C and held at this temperature of 530 °C to 560 °C for at least 1.5 hours and then to a temperature of <60 °C is cooled.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahlmaterial, welches mindestens ein oder mehrere oder alle Element(e) mit folgendem(n) Konzentrationswert(en) besitzt(en) (alle Angaben in Gew.-%): 2. The method according to claim 1, characterized in that a steel material which has at least one or more or all element(s) with the following concentration value(s) (all figures in % by weight):
C = 0,58 bis 0,68 Si = 0,70 bis 0,94 Mn = 0,20 bis 0,40 Cr = 4,10 bis 4,70 Mo = 2,00 bis 3,20 V = 0,90 bis 1,25 W = 2,00 bis 2,70 Co = 3,50 bis 4,30 N = 0,03 bis 0,08 erschmolzen wird. C = 0.58 to 0.68 Si = 0.70 to 0.94 Mn = 0.20 to 0.40 Cr = 4.10 to 4.70 Mo = 2.00 to 3.20 V = 0.90 to 1.25 W = 2.00 to 2.70 Co = 3.50 to 4.30 N = 0.03 to 0.08.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial bei einer Härtetemperatur ausgewählt aus der Gruppe von 1180 °C, 1160 °C oder 1100 °C und für eine Dauer ausgewählt aus der Gruppe von maximal 2 Minuten, maximal 3 Minuten oder maximal 20 Minuten erwärmt wird, danach auf eine Temperatur < 60 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt wird. 3. The method according to claim 1 or 2, characterized in that the steel material is hardened at a temperature selected from the group of 1180 °C, 1160 °C or 1100 °C and for a duration selected from the group of a maximum of 2 minutes, a maximum of 3 minutes or heated for a maximum of 20 minutes, then cooled to a temperature < 60 °C for the purpose of hardening.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung bei einer Temperatur ausgewählt aus der Gruppe von 530 °C, 550 °C oder 560 °C für eine Dauer ausgewählt aus der Gruppe von mindestens 1.5, 2, 2.5, 3, 3.5 Stunden durchgeführt wird, wobei mindestens zwei Anlasszyklen gefahren werden und das Stahlmaterial nach jedem Anlasszyklus vorzugsweise auf eine Temperatur von < 60 °C abgekühlt wird. 4. The method according to any one of the preceding claims, characterized in that the steel material is tempered, the tempering treatment being at a temperature selected from the group of 530 °C, 550 °C or 560 °C for a duration selected from the group of at least 1.5 , 2, 2.5, 3, 3.5 hours, with at least two tempering cycles being run and the steel material preferably being cooled to a temperature of < 60 °C after each tempering cycle.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial nach dem Erwärmen bei der Härtetemperatur und/oder nach jedem Anlassschritt auf eine Temperatur von < 30 °C abgekühlt wird. 5. The method according to any one of the preceding claims, characterized in that the steel material is cooled to a temperature of <30 °C after heating at the hardening temperature and/or after each tempering step.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüchen, dadurch gekennzeichnet, dass durch die Wärmebehandlung ein Stahlmaterial ausgebildet wird, das eine Druckfestigkeit gemessen als Stauchgrenze Rp0,2 von > 2700 MPa, bevorzugt > 2800 MPa, weiters bevorzugt > 2900 MPa, besonders bevorzugt > 2950 MPa aufweist. 6. The method according to any one of the preceding claims, characterized in that the heat treatment forms a steel material which has a compressive strength measured as compression limit Rp0.2 of > 2700 MPa, preferably > 2800 MPa, more preferably > 2900 MPa, particularly preferably > 2950 MPa.
7. Werkzeugstahl für Kalt- und/oder Schnellarbeitsanwendungen, insbesondere als Zwischenprodukt für die Herstellung von Kalt- und/oder Schnellarbeitswerkzeugen mit einer PVD-Beschichtung, insbesondere hergestellt nach einem Verfahren nach einem der Ansprüchen 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahlmaterial aus folgenden Legierungselementen besteht (alle Angaben in Gew.-%): 7. Tool steel for cold and/or high-speed work applications, in particular as an intermediate product for the production of cold and/or high-speed work tools with a PVD coating, in particular produced by a method according to one of claims 1 to 6, characterized in that a steel material consists of consists of the following alloying elements (all data in % by weight):
C = 0,55 bis 0,75 C = 0.55 to 0.75
Si = 0,70 bis 1,00 Si = 0.70 to 1.00
Mn = 0,20 bis 0,60 Mn = 0.20 to 0.60
Cr = 4,00 bis 5,00 Cr = 4.00 to 5.00
Mo = 1,80 bis 3,50 Mon = 1.80 to 3.50
V = 0,80 bis 1,50 V = 0.80 to 1.50
W = 1,80 bis 3,00 W = 1.80 to 3.00
Co = 3,00 bis 5,00 Co = 3.00 to 5.00
N = 0,02 bis 0,10 sowie optional eines oder mehrere von N = 0.02 to 0.10 and optionally one or more of
Ni < 1,5 Cu < 1,0 Ni < 1.5 Cu < 1.0
Ti < 1,5 Ti < 1.5
Nb < 1,5 N b < 1.5
Ta < 1,5 Ta < 1.5
Hf < 1,5 HR < 1.5
Zr < 1,5 Zr < 1.5
AI < 1,5 AI < 1.5
B < 0,8 B<0.8
S < 0,35 S<0.35
P < 0,35 P<0.35
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen. The remainder is iron and unavoidable impurities resulting from the smelting process.
8. Werkzeugstahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial mindestens ein oder mehrere oder alle Element(e) mit folgendem(n) Konzentrationswert(en) besitzt(en) (alle Angaben in Gew.-%): 8. Tool steel according to claim 7, characterized in that the steel material has at least one or more or all element(s) with the following concentration value(s) (all figures in % by weight):
C = 0,58 bis 0,68 C = 0.58 to 0.68
Si = 0,70 bis 0,94 Si = 0.70 to 0.94
Mn = 0,20 bis 0,40 Mn = 0.20 to 0.40
Cr = 4,10 bis 4,70 Cr = 4.10 to 4.70
Mo = 2,00 bis 3,20 Mon = 2.00 to 3.20
V = 0,90 bis 1,25 V = 0.90 to 1.25
W = 2,00 bis 2,70 W = 2.00 to 2.70
Co = 3,50 bis 4,30 Co = 3.50 to 4.30
N = 0,03 bis 0,08 N = 0.03 to 0.08
9. Werkzeugstahl nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt in der Stahllegierung eine Obergrenze von 0,75 Gew.-%, bevorzugt 0,68 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,63 Gew.-% und eine Untergrenze von 0,55 Gew.-%, bevorzugt von 0,58 Gew.-%., besonders bevorzugt von 0,55 Gew.-% aufweist. 9. Tool steel according to claim 7 or 8, characterized in that the carbon content in the steel alloy has an upper limit of 0.75% by weight, preferably 0.68% by weight, particularly preferably 0.63% by weight and a lower limit of 0.55% by weight, preferably 0.58% by weight, particularly preferably 0.55% by weight.
10. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüche 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Vanadiumgehalt in der Stahllegierung eine Obergrenze von 1,50 Gew.-%, bevorzugt 1,25 Gew.-%, besonders bevorzugt 1,12 Gew.-% und eine Untergrenze von 0,80 Gew.-%, bevorzugt 0,90 Gew.-% aufweist. 10. Tool steel according to one of claims 7 to 9, characterized in that the vanadium content in the steel alloy has an upper limit of 1.50% by weight, preferably 1.25% by weight, particularly preferably 1.12% by weight and has a lower limit of 0.80% by weight, preferably 0.90% by weight.
11. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüche 7 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Kobaltgehalt in der Stahllegierung eine Obergrenze von 5,00 Gew.-%, bevorzugt 4,30 Gew.- %, besonders bevorzugt 3,70 Gew.-% und eine Untergrenze von 3,00 Gew.-%, bevorzugt 3,50 Gew.-% aufweist. 11. Tool steel according to one of claims 7 to 10, characterized in that the cobalt content in the steel alloy has an upper limit of 5.00% by weight, preferably 4.30% by weight, particularly preferably 3.70% by weight and has a lower limit of 3.00% by weight, preferably 3.50% by weight.
12. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüche 7 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial eine Stahlmatrix aufweist, welche zur Erhöhung der Druckfestigkeit MC- und MeC -Karbide umfasst, wobei die MC-Karbide einen Durchschnittsdurchmesser von 0,6 pm und die MeC -Karbide einen Durchschnittsdurchmesser von 0,9 pm aufweisen. 12. Tool steel according to one of claims 7 to 11, characterized in that the steel material has a steel matrix which, to increase the compressive strength, comprises MC and MeC carbides, the MC carbides having an average diameter of 0.6 μm and the MeC - Carbides have an average diameter of 0.9 pm.
13. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüche 7 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial eine Stahlmatrix aufweist, wobei die Karbiddichte in der Stahlmatrix maximal 27538 Partikel/mm2 für MeC - und maximal 39845 Partikel/mm2 für MC-Karbide ist. 13. Tool steel according to one of claims 7 to 12, characterized in that the steel material has a steel matrix, the carbide density in the steel matrix being a maximum of 27538 particles/mm 2 for MeC and a maximum of 39845 particles/mm 2 for MC carbides.
14. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüche 7 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die MeC- Karbide einen Flächenanteil von maximal 1,9 % und die MC-Karbide einen Flächenanteil von maximal 1,3 % haben. 14. Tool steel according to any one of claims 7 to 13, characterized in that the MeC carbides have a maximum surface area of 1.9% and the MC carbides have a maximum surface area of 1.3%.
15. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüchen 7 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial eine Härte von mindestens 62 HRC, bevorzugt von mindestens 63 HRC besitzt. 15. Tool steel according to one of claims 7 to 14, characterized in that the steel material has a hardness of at least 62 HRC, preferably at least 63 HRC.
16. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüchen 7 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial eine Zähigkeit, gemessen als Schlagbiegearbeit bei Raumtemperatur, von mindestens 73 J besitzt. 16. Tool steel according to one of claims 7 to 15, characterized in that the steel material has a toughness, measured as impact bending work at room temperature, of at least 73 J.
17. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüchen 7 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial eine Druckfestigkeit, gemessen als Stauchgrenze Rp0,2 von > 2700 MPa, bevorzugt > 2800 MPa, weiters bevorzugt > 2900 MPa, besonders bevorzugt > 2950 MPa besitzt. 17. Tool steel according to one of claims 7 to 16, characterized in that the steel material has a compressive strength, measured as compression limit Rp0.2, of >2700 MPa, preferably >2800 MPa, more preferably >2900 MPa, particularly preferably >2950 MPa.
18. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüchen 7 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial die folgende Formel (1) erfüllt: 18. Tool steel according to any one of claims 7 to 17, characterized in that the steel material satisfies the following formula (1):
0,005 < 0,8[Nb] + [Ti] + [AI] < 0,18 wobei [Nb], Ti], und [AI] die Gehalte an Nb, Ti und AI in Gew.-% darstellen. 0.005 < 0.8[Nb] + [Ti] + [Al] < 0.18 where [Nb], Ti], and [Al] represent the contents of Nb, Ti, and Al in wt%.
19. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüchen 7 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial das folgende Verhältnis (3) erfüllt: 19. Tool steel according to any one of claims 7 to 18, characterized in that the steel material satisfies the following relationship (3):
0,5 < [C]/[V] < 0,6 wobei [C] und [V] die Gehalte an C und V in Gew.-% darstellen. 0.5 < [C]/[V] < 0.6 where [C] and [V] represent the contents of C and V in % by weight.
20. Werkzeugstahl nach einem der Ansprüchen 7 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial das folgende Verhältnis (4) erfüllt: 20. Tool steel according to any one of claims 7 to 19, characterized in that the steel material satisfies the following relationship (4):
8,2 < (VM*HM)/(VS*HS) < 13,5 wobei VM den Volumenanteil der Matrix, HM die Härte der Matrix in HV (Härte nach Vickers), VS den Volumenanteil der Sekundärkarbide und HS die Härte der Sekundärkarbide darstellen. 8.2 < (VM*HM)/(VS*HS) < 13.5 where VM is the volume fraction of the matrix, HM is the hardness of the matrix in HV (Vickers hardness), VS is the volume fraction of the secondary carbides and HS is the hardness of the secondary carbides represent.
21. Verwendung eines Werkzeugstahls nach einem der Ansprüchen 7 bis 20 als Träger für eine PVD-Beschichtung. 21. Use of a tool steel according to any one of claims 7 to 20 as a carrier for a PVD coating.
22. Verwendung des Werkzeugstahls nach einem der Ansprüche 7 bis 21 für ein Stanz- oder Feinschneidwerkzeug. 22. Use of the tool steel according to any one of claims 7 to 21 for a stamping or fine blanking tool.
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