Stahl Werkstoff hergestelltes Bauteil

Die Erfindung betrifft einen Stahlwerkstoff, der pulvermetallurgisch hergestellt ist und

Hartstoffpartikel enthält. Solche Stahlwerkstoffe werden in der Fachsprache auch als

Metallmatrix- Verbundwerkstoffe bezeichnet.

Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Stahlwerkstoffs.

Schließlich betrifft die Erfindung auch Bauteile, die aus einem Stahlwerkstoff der

erfindungsgemäßen Art hergestellt sind.

Speziell zielt die Erfindung auf einen Stahlwerkstoff ab, der für die Herstellung von Bauteilen geeignet ist, die im praktischen Einsatz höchsten Flächenbelastungen ausgesetzt sind und gleichzeitig schnei! bewegt werden. Ein Beispiel für solche Bauteile sind Walzführungsrollen, die in Maschinen (Walzgerüste) zum Drahtwalzen eingesetzt werden. An diesen Rollen wird der zu walzende und mit einer hohen Fördergeschwindigkeit bewegte Draht im heißen Zustand bei Temperaturen von mehr als 1000 °C geführt. Aufgrund seiner hohen Temperatur bildet sich auf dem Draht eine Zunderschicht. Neben der hohen Temperatur und den hohen dynamischen Belastungen, denen sie aufgrund ihrer mit der hohen Fördergeschwindigkeit des Drahts einhergehenden hohen Drehgeschwindigkeiten ausgesetzt sind, sind die Walzführungsrollen daher an ihren mit dem Draht in Berührung kommenden Flächen auch hohen abrasiven Belastungen ausgesetzt.

Damit sie diesem Belastungskollektiv standhalten können, werden an den

Verschleißwiderstand, insbesondere den Widerstand gegen abrasiven Verschleiß, die

Korrosionsbeständigkeit, den Widerstand gegen Thermoschock-Beanspruchung und das Gewicht von Stählen, aus denen Walzführungsrollen und andere im praktischen Einsatz vergleichbar belastete Bauteile hergestellt werden, hohe Anforderungen gestellt. Es sind verschiedene Versuche bekannt, diesem Anforderungsprofil gerecht zu werden. So ist in der EP 0 773 305 B1 ein verschleiß- und korrosionsbeständiger, pulvermetallurgischer Werkzeugstahl beschrieben, der für die Herstellung von Bauteilen bestimmt ist, die zur

Verarbeitung von verstärkten Kunststoffen und anderen abschleifenden und korrosiven

Materialien verwendet werden. Der Stahl weist neben Eisen (in Gew.-%) einen Mn-Gehalt von 0,2 - 2,0 %, einen P-Gehalt von max. 0,1 %, einen S-Gehalt von max. 0,1 %, einen Si-Gehalt von max. 2,0 %, einen Cr-Gehalt von 11 ,5 - 14,5 %, einen Mo-Gehalt von max. 3,0 %, einen V- Gehalt von 8,0 - 15,0 %, einen N-Gehalt von 0,03 - 0,46 % und einen C-Gehalt auf, der bei 1 ,47 - 3,77 % liegen soll. Die Gehalte an C, Cr, Mo, V und N sind dabei über zwei Formeln so miteinander verknüpft, dass einerseits die Bildung von Ferrit im Gefüge des aus dem Stahl gefertigten Bauteils vermieden wird. Andererseits soll die Bildung übermäßiger Mengen an Rest-Austenit während der Wärmebehandlung verhindert werden, die das Bauteil im Zuge seiner Herstellung durchläuft. Ebenso soll über die durch die Formeln bestimmte

Zusammensetzung eine optimierte Kombination aus Metall-Verschleiß-, Abrieb- und

Korrosionsbeständigkeit erhalten werden. Im Zuge der Erzeugung des Werkzeugstahls bilden sich aus den Legierungselementen des Stahls durch Ausscheidung M7C3- und MC-Karbide, die einen Anteil von 16 - 35 % am Volumen des Stahls einnehmen können. Die maximale Härte des so durch Ausscheidungen gehärteten Stahls beträgt nach Warmverarbeitung, Glühen und Härtung 58 HRC.

Eine andere Gruppe von pulvermetallurgisch erzeugten Stahlwerkstoffen für die Herstellung von Bauteilen der hier in Rede stehenden Art ist beispielsweise in der US 4,249,945 A beschrieben. Diese Stähle weisen in einer bevorzugten Ausgestaltung eine Stahlmatrix, die aus 0,1 - 1 Gew.- % Mn, bis zu 2 Gew.-% Si, 4,5 - 5,5 Gew.-% Cr, 0,8 - 1 ,7 Gew.-% Mo, bis zu 0,14 Gew.-% S, 8 - 10,5 Gew.-% V, 2,2 - 2,6 Gew.-% C, Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, besteht, auf und enthalten dabei 13,3 - 17,3 Vol.-% Vanadium-Karbide. Der Stahl erreicht eine Härte von bis zu 63 HRC.

Aus der US 4,880,461 A ist schließlich ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung eines Stahl Werkstoffs bekannt, bei dem eine Matrix aus Stahl mit hohen Mo- und/oder W- Gehalten zum Einsatz kommt und bei dem zusätzlich 2 - 12 % Hartstoffe in die Matrix eingebettet werden. Bei den Hartstoffen kann es sich um Nitride, Karbide oder Karbonitride handeln. Der Matrixwerkstoff enthält Gehalte an Mo und W, die die Bedingung

18 % < W + 2 Mo < 40 % erfüllen. Gleichzeitig ist der C-Gehalt des Matrixwerkstoffs so auf die hohen Mo- und W-Gehalte abgestimmt, dass der Matrixwerkstoff selbst durch

Ausscheidung von Karbiden eine hohe Härte entwickeln kann. Der so erzeugte Werkstoff weist eine maximale Härte von mehr als 70 HRC auf. Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik ergab sich die Aufgabe, einen Stahlwerkstoff zu schaffen, der eine für die Herstellung von Bauteilen, die im praktischen Einsatz hohen mechanischen, korrosiven, thermischen und abrasiven Belastungen ausgesetzt sind, weiter optimierte Eigenschaftskombination bietet.

Ebenso sollte ein Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus einem solchen Stahl genannt werden.

Schließlich sollten Bauteile angegeben werden, für deren Herstellung der erfindungsgemäße Stahl besonders geeignet ist.

In Bezug auf den Stahl hat die Erfindung diese Aufgabe durch den gemäß Anspruch 1 beschaffenen Stahl gelöst.

Die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend in Bezug auf das Verfahren gestellten Aufgabe besteht darin, dass bei der Herstellung von Bauteilen aus einem erfindungsgemäßen Stahl mindestens die in Anspruch 12 genannten Arbeitsschritte durchlaufen werden.

Schließlich eignet sich erfindungsgemäßer Stahl in besonderer Weise zur Herstellung von Bauteilen, die im praktischen Einsatz Bewegungen mit hoher Beschleunigung oder

Geschwindigkeit ausführen und dabei insbesondere hohen Flächen- und

Temperaturbelastungen ausgesetzt sind.

Beispiele für solche Bauteile sind Walzführungen für Walzgerüste für die Drahterzeugung, aber auch andere Werkzeuge und sonstige Bauteile, von denen nicht nur eine hohe Standfestigkeit bei mechanischer Belastung und Verschleißbeständigkeit, sondern auch ein optimiertes Verhalten unter der Wirkung von hohen dynamischen Kräften gefordert wird. Aber auch Kolbenbolzen und Stößelstangen für Verbrennungsmotoren sind hier zu nennen.

Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.

Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff ist pulvermetallurgisch hergestellt und weist folgende Zusammensetzung auf (in Gew.-%):

C: 1 ,5 - 5,0 %, Si: 0,3 - 2,0 %,

Mn: 0,3 - 2,0 %,

P: 0 <0,035 %

S: 0 <0,35 %,

N: 0 • <0,1 %,

Cr: 3,0 - 15,0 %,

Mo: 0,5 - 2,0 %,

V: 6,0 - 18,0 %, jeweils optional ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Nb, Ni, Co, W", wobei der Gehalt an Ni, Co und W jeweils höchstens 1 ,0 % und der Gehalt an Nb höchstens 2,0 % beträgt,

Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei in der Stahlmatrix gesondert zugegebene Hartstoffpartikel in Gehalten von 2,5 - 30 Gew.-% eingebettet sind.

Zur Maximierung der mechanischen Eigenschaften sind einem erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff in der in erfindungsgemäßer Weise zusammengesetzten Stahlmatrix 2,5 - 30 Gew.-% gesondert zugegebene Hartstoffpartikel vorhanden. Bei den betreffenden Hartstoffpartikeln kann es sich insbesondere um Titan-Karbid-Partikel TiC handeln.

Der erfindungsgemäße Stahl ist damit derart zusammengesetzt, dass er bei einer minimierten Dichte neben einer guten Verschleißbeständigkeit und einer damit einhergehend hohen

Lebensdauer eine maximierte Beständigkeit gegen extreme Temperaturwechsel und eine ebenso optimierte Korrosionsbeständigkeit besitzt.

Wenn im vorliegenden Text Angaben zu Legierungsgehalten von Stählen und Stahlwerkstoffen gemacht werden, beziehen sich diese jeweils auf das Gewicht, sofern nicht anders ausdrücklich angegeben.

Bei einem erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff, sind die Legierungsspannen so gewählt, dass ein breiter und für den Einsatz von Hartstoffpartikeln in der Fachsprache auch Metall-Matrix- Composites ("MMCs") bezeichnet, sinnvoller Bereich für vanadiumlegierte, hochfeste und verschleißbeständige Werkstoffe zur Verfügung steht. Dabei sind die beiden wichtigsten

Legierungselemente in diesem Legierungssystem Kohlenstoff und Vanadium. Kohlenstoff ist sowohl für die martensitische Härtung zuständig, als auch für die Bildung des harten Vanadiumkarbides, woraus in Kombination mit einer hohen Härte und damit

einhergehend hoher Festigkeit eine optimierte Verschleißbeständigkeit resultiert. C ist daher im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 1 ,5 - 5,0 Gew.-% vorhanden. Der Kohlenstoff hat hierbei vor allem zwei Aufgaben: Zum einen wird C zur martensitischen Härtung der

Metallmatrix benötigt. Zum anderen kommt es durch die Anwesenheit ausreichender Mengen an C zur Bildung von harten Karbiden mit den vorhandenen Legierungselementen,

insbesondere mit V, Cr und, soweit vorhanden, Nb. Ist zu wenig C in der Legierung der Stahlmatrix enthalten, bleibt die Martensitbildung aus, bei zu viel C wird Restaustenit stabilisiert. Beide Effekte können die Härte und die Verschleißbeständigkeit herabsetzen. Wichtig ist also immer das Verhältnis aus Kohlenstoff zu den karbidbildenden Elementen.

Silizium wird einerseits bei der Erschmelzung der Vormaterialien, die als Bestandteil des für die erfindungsgemäße Herstellung von Bauteilen vorgesehenen, erfindungsgemäß legierten Stahllegierungspulvers sind, zur Desoxidation verwendet. Zudem wird durch die Anwesenheit von Silizium die Kohlenstoffaktivität erhöht und führt so zu einer Senkung der

Schmelztemperatur. Ohne die gezielte Zugabe von mindestens 0,3 Gew.-% Si, insbesondere mindestens 0,7 Gew.-% Si, wären höhere C-Gehalte nötig. Durch den gesenkten Schmelzpunkt wird wiederum der Verdüsungsprozess erleichtert. Silizium reduziert zudem die Viskosität der Metallschmelze, was ebenfalls zur Vereinfachung des Pulververdüsungsprozesses beiträgt. Gleichzeitig steigert Silizium die Durchhärtbarkeit des Stahlwerkstoffes, da die

Umwandlungsnasen im ZTU-Diagramm zu längeren Zeiten verschoben werden. Die Festigkeit des Austenits auf Härtetemperatur wird durch den gelösten Anteil an Si erhöht, womit die höhere Stabilität des Austenits erklärt und längere Abkühldauern ermöglicht werden können. Diese Effekte werden bei Si-Gehalten von bis zu 2,0 Gew.-%, insbesondere bis zu 1 ,5 Gew.-%, erreicht. Zu hohe Gehalte an Si würden zu einer Stabilisierung des Ferrits führen, wodurch der nach dem Härten vorhandene Anteil an Martensit im Gefüge des Stahls vermindert und damit auch die Härte und Verschleißbeständigkeit des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs abnehmen würde.

Mangan ist im erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff vorhanden, um die Verdüsbarkeit des Stahls bei der Herstellung des Stahlpulvers und seine Härte zu optimieren. So wird durch die

Anwesenheit ausreichender Gehalte an Mn ähnlich wie durch die Anwesenheit von Si der Schmelzpunkt des Stahls gesenkt und die Viskosität der Metallschmelze gesenkt, so dass auch die gezielte Zugabe von Mn zur Vereinfachung des Verdüsungsprozesses beiträgt. Gleichzeitig steigert Mangan ebenfalls die Durchhärtbarkeit des Stahlwerkstoffes. Ebenso trägt der gelöste Anteil an Mn zur Stabilisierung des Austenits bei. Zudem bindet Mn Schwefel durch Bildung von MnS ab, wodurch die Gefährdung von Heißrissen reduziert und die Zerspanbarkeit verbessert wird. Diese Effekte werden bei Mn-Gehalten von mindestens 0,3 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,7 Gew.-%, und Mn-Gehalten von bis zu 2,0 Gew.-%, insbesondere bis zu

I , 5 Gew.-%, betriebssicher erreicht. Zu hohe Gehalte an Mangan könnten zum einen die austenitische Phase soweit stabilisieren, dass die Weichglühdauer deutlich erhöht würde. Zum anderen könnte durch zu hohe Mn-Gehalte die austenitische Phase auch soweit stabilisiert werden, dass nach dem Härten Restaustenit im Gefüge verbleibt. Diese Gefügestruktur wäre deutlich weicher als Martensit, wodurch die Härte und Verschleißbeständigkeit abnehmen würden. Als besonders praxisgerecht erweisen sich Mn-Gehalte eines erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs von etwa 1 ,2 Gew.-%.

Chrom dient im erfindungsgemäßen Stahl in Kombination mit Mo und V zur Einstellung der Anlassbeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Härtbarkeit. Durch Variation des Cr-Gehalts können folglich diese drei Eigenschaften entsprechend den jeweiligen Anforderungen angepasst werden. Bei niedrigen Cr-Gehalten von 3,0 - 8,0 Gew.-% hat Cr vor allem einen positiven Einfluss auf die Anlassbeständigkeit und die Durchhärtbarkeit. Mit zunehmenden Cr- Gehalten nehmen die Korrosionsbeständigkeit und der Beitrag von Cr zur Karbidbildung zu. Mittlere Cr-Gehalte von mehr als 8,0 Gew.-% bis weniger als 11 ,0 Gew.-% stellen insoweit einen Übergangsbereich dar. Für gesteigerte Anforderungen an die Korrosionsbeständigkeit ist der Cr-Gehalt hier noch nicht ausreichend. Jedoch stellt sich bereits eine höhere Härte der Stahlmatrix in Folge von zunehmender Cr-Karbidbildung ein. Bei Gehalten von mindestens

I I , 0 Gew.-% Cr, insbesondere mindestens 12,0 Gew.-%, im erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff werden bei maximierten Härte und Festigkeit eine Anlass- und Korrosionsbeständigkeit erzielt, die auch höchsten Anforderungen standhalten. Dabei lassen sich die vorteilhaften Wirkungen von Cr dadurch besonders betriebssicher nutzen, dass der Cr-Gehalt auf mindestens

12,5 Gew.-% eingestellt wird. Zu hohe Cr-Gehalte würden bewirken, dass sich mehr Cr-Karbide bilden. Durch die Bildung von Cr-Karbiden würde jedoch C abgebunden, wodurch die

Martensitbildung reduziert würde, so dass die angestrebte hohe Härte des Martensits nicht mehr erreicht werden könnte. Bei über die erfindungsgemäß vorgegebene Obergrenze deutlich hinaus erhöhten Cr-Gehalten würde zudem die ferritische Phase stabilisiert, wodurch ebenfalls die geforderte Härte und Verschleißbeständigkeit nicht erreicht würde. Daher ist

erfindungsgemäß der maximale Gehalt an Cr auf 15,0 Gew.-%, insbesondere höchstens 14,0 Gew.-%, beschränkt, wobei sich Cr-Gehalte von bis zu 13,5 Gew.-% in der Praxis als besonders geeignet herausgestellt haben.

Eine optimierte Wirkung des C-Gehalts der Stahlmatrix eines erfindungsgemäßen

Stahlwerkstoffs in Bezug auf die Bildung von Vanadium-Karbiden VC kann bei niedrigen Cr- Gehalten von bis zu 8 Gew.-% dadurch gewährleistet werden, dass der C-Gehalt %C der Stahlmatrix einem Zielgehalt %CZiel entspricht, der wie folgt berechnet wird:

%CZiel = 0,2 x %V + 0,4 wobei mit %V der jeweilige V-Gehalt der Legierung der Stahlmatrix bezeichnet ist.

Wird dagegen Cr im Bereich von 11 ,0 - 15,0 Gew.-% verwendet, so sollte der C-Gehalt %C um etwa 30 % höher liegen als der nach der voranstehend angegebenen Formel ermittelte Zielgehalt %CZiel. In diesem Fall wird der C-Gehalt der Stahlmatrix somit optimaler Weise derart eingestellt, dass er einem Zielgehalt %CZiel entspricht, der wie folgt berechnet wird:

%CZiel = (0,2 x %V + 0,4) x 1 ,3 wobei auch hier mit %V der jeweilige V-Gehalt der Legierung der Stahlmatrix bezeichnet ist.

Bei den mittleren Cr-Gehalten von > 8,0 Gew.-% bis < 11 ,0 Gew.-% wird dementsprechend vorteilhafter Weise ein C-Gehalt gewählt, der zwischen den C-Mindestgehalten liegt, welcher gemäß den beiden voranstehenden Formeln für die niedrigen Cr- und hohen Cr-Gehalte ermittelt werden.

Bei dem Gehalt %CZiel handelt es sich dabei jeweils um eine Zielgröiie, die bei der Herstellung des Legierungspulvers optimaler Weise für den C-Gehalt angestrebt werden sollte. Es versteht sich dabei, dass dieser Zielgehalt als erreicht angesehen wird, wenn der tatsächliche C-Gehalt %C innerhalb der legierungstechnisch vorgegebenen bzw. üblichen Toleranzen mit dem Zielgehalt %CZiel des jeweiligen erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs übereinstimmt. Ein praxisgerechter Wert der in dieser Hinsicht noch zugelassenen betragsmäßigen Abweichung des tatsächlichen C-Gehalts %C vom Zielgehalt %CZiel beträgt dabei 0,2 Gew.-%. Für den tatsächlichen C-Gehalt %C der Stahlmatrix sollte dann also gelten %C = %CZiel ± 0,2 Gew.-%.

Durch den entsprechend der voranstehend erläuterten Maßgabe eingestellten C-Gehalt wird kompensiert, dass durch die Cr-Karbidbildung Kohlenstoff durch Cr abgebunden wird. Auf diese Weise kann sichergestellt werden, dass immer ausreichend C zur Bildung von Martensit zur Verfügung steht und eine optimierte Härte und Verschleißbeständigkeit erzielt wird, die für die meisten Anwendungen ausreichen. Dementsprechend ergeben sich in Abhängigkeit vom jeweiligen V-Gehalt %V bei Cr-Gehalten von bis zu 8 Gew.-% für den Zielgehalt %CZiel beispielsweise folgende Werte (Angaben in Gew.-%):

Bei dem Stahlwerkstoff V15 mit bis zu 8 Gew.-% Cr und einem nominellen V-Gehalt von 15 Gew.-% wird ein Toleranzbereich des V-Gehalts von beispielsweise +/- 0,5 Gew.-% zugelassen, so dass sein tatsächlicher V-Gehalt zwischen 14,5 - 15,5 Gew.-% variieren kann. Für den tatsächlichen C-Gehalt wird gleichzeitig eine Toleranz von +/- 0,2 Gew.-% um den Zielwert %CZiel zugelassen. Der tatsächliche C-Gehalt des Stahlwerkstoffs V15 kann somit 3,2 - 3,6 Gew.-% betragen.

Molybdän erhöht wie Chrom die Korrosionsbeständigkeit, Härtbarkeit und Anlassbeständigkeit von aus erfindungsgemäßem Stahl hergestellten Bauteilen, wenn Mo-Gehalte von mindestens 0,5 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,9 Gew.-%, vorhanden sind. Zu hohe Gehalte an Mo verschlechtern jedoch die Umformfähigkeit des Stahles, da die Hochtemperaturfestigkeit deutlich erhöht wird. Zudem würden hohe Gehalte an Mo ebenfalls die ferritische Phase stabilisieren. Daher ist der Höchstgehalt an Mo bei erfindungsgemäßem Stahl auf 2,0 Gew.-%, insbesondere max. 1 ,5 Gew.-%, beschränkt. Der Mo-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls, der für die erfindungsgemäßen Zwecke besonders geeignet ist, liegt dementsprechend im Bereich von 1 ,2 Gew.-%.

Vanadium ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 6,0 Gew.-% bis 18,0 Gew.-% vorhanden, um eine optimierte Verschleißbeständigkeit durch Bildung von vanadiumreichen Karbiden oder Karbonitriden zu erreichen. Zudem beteiligt sich Vanadium verstärkt an der Bildung von Karbiden bei dem Anlassen im Sekundärhärtemaximum. Diese Effekte nehmen mit zunehmenden V-Gehalten zu, so dass auch durch Variation der V-Gehalte das

Eigenschaftsprofil des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs an die jeweiligen Anforderungen angepasst werden kann. Maximiert positive Wirkungen der Anwesenheit von V lassen sich erzielen, wenn mindestens 14,5 Gew.-% V im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. Hohe V-Gehalte von mindestens 16 Gew.-% führen zu besonders hoher Verschleißbeständigkeit, so dass erfindungsgemäße Stahlwerkstoffe mit derart hohen V-Gehalten besonders für den Einsatz als Werkstoff für Walzenführungsrollen geeignet sind, die im Einsatz maximalen Belastungen ausgesetzt sind. Anderseits kann dadurch, dass der V-Gehalt auf 17,4 Gew.-% oder 17,0 Gew.-%, auf 16,0 Gew.-% oder insbesondere höchstens 15,5 Gew.-% beschränkt wird, betriebssicher vermieden werden, dass zu viel Kohlenstoff durch Karbidbildung abgebunden wird. Bei gegen den unteren Rand der erfindungsgemäß für V angegebenen Gehaltsspanne tendierende niedrige V-Gehalte und dementsprechend verminderten C- Gehalten lässt sich der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff leichter spanabhebend verarbeiten, als bei den höheren V- und C-Gehalten. Eine vereinfachte Zerspanbarkeit ergibt sich dementsprechend dann, wenn der V-Gehalt auf max. 12 Gew.-%, insbesondere max.

10 Gew.-%, und damit auch der in Abhängigkeit vom V-Gehalt bestimmte C-Gehalt in der voranstehend beschriebenen Weise beschränkt ist.

Niob ist optional in Gehalten von bis zu 2,0 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden. Nb hat eine sehr ähnliche Wirkweise wie Vanadium. Es beteiligt sich vor allem an der Bildung von harten und verschleißbeständigen Monokarbiden. Daher können, jeweils bezogen auf ihre Gehalte in Atom-%, Nb und V im Verhältnis 1 :1 wechselweise ausgetauscht werden, wenn sich dies beispielsweise im Hinblick auf die Verfügbarkeit dieser Legierungselemente als zweckmäßig herausstellt.

Nickel kann in Gehalten von bis zu 1 ,0 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff optional vorhanden sein, um ähnlich wie Mn den Austenitanteil zu stabilisieren und damit die Härtbarkeit zu verbessern. So sichert die Anwesenheit von Ni, dass bei der jeweiligen Härtetemperatur tatsächlich Austenit gebildet wird und kein unerwünschter Ferrit im Gefüge des Stahls entsteht. Allerdings erhöht ein zu hoher Ni-Gehalt die für die Martensitbildung nötige Abkühldauer.

Gleichzeitig sollten keine zu hohen Ni-Gehalte vorhanden sein, da hier die Gefahr besteht, dass nach dem Härten Restaustenit im Gefüge vorliegt. Sofern Ni zugegeben werden soll, beträgt daher der Ni-Gehalt bevorzugt mindestens 0,2 Gew.-%, wobei sich bei Ni-Gehalten von bis zu 0,4 Gew.-% optimierte Wirkungen der Anwesenheit von Ni einstellen.

Kobalt kann ebenfalls optional in Gehalten von bis zu 1 ,0 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff vorhanden sein. Ähnlich wie Nickel hat Co eine stabilisierende Wirkung auf die Austenitbildung und die Härtetemperatur. Im Gegensatz zu Nickel oder Mangan senkt Co aber nicht die Endtemperatur des Martensits, weswegen seine Anwesenheit weniger kritisch in Hinblick auf die Bildung von Restaustenit ist. Zudem erhöht Kobalt die Warmfestigkeit. Sofern diese positiven Einflüsse durch die Zugabe von Co genutzt werden sollen, erweisen sich Gehalte von mindestens 0,3 Gew.-% Co als besonders zweckmäßig, wobei optimierte

Wirkungen bei Co-Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% eintreten. Wolfram kann wie Co und Ni dem Stahl in Gehalten von bis zu 1 ,0 Gew.-% optional zugegeben werden. Wolfram erhöht vor allem die Anlassbeständigkeit und beteiligt sich vor allem bei dem Anlassen im Sekundärhärtemaximum an der Karbidbildung. Durch die Anwesenheit von W werden die Anlasstemperaturen zu höheren Temperaturen verschoben. Ähnlich dem Kobalt wird zudem die Warmfestigkeit durch W erhöht. Allerdings würden zu hohe W-Gehalte die ferritische Phase ebenfalls stabilisieren. Sofern die positiven Einflüsse von W genutzt werden sollen, erweisen sich daher Gehalte von mindestens 0,3 Gew.-% W als besonders zweckmäßig, wobei optimierte Wirkungen bei W-Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% eintreten.

Der jeweils verbleibende Rest des Stahls besteht aus Eisen und unvermeidbaren

Verunreinigungen, die aufgrund des Herstellungsverfahrens oder der Ausgangsmaterialien, aus denen die Bestandteile des Stahllegierungspulvers gewonnen werden, in den Stahl gelangen, dort jedoch keine Wirkung in Bezug auf die Eigenschaften haben.

Schwefel kann in Gehalten von bis zu 0,35 Gew.-% im Stahlwerkstoff vorhanden sein, um die Zerspanbarkeit zu verbessern. Bei höheren S-Gehalten werden die Eigenschaften des erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl Werkstoffs dagegen verschlechtert. Um die günstige Wirkung der Anwesenheit von S sicher nutzen zu können, können im

erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff mindestens 0,035 Gew.-% vorhanden sein. Soll dagegen die Zerspanbarkeit durch die gezielte Zugabe von S nicht verbessert werden, kann der S-Gehalt dementsprechend auf weniger als 0,035 Gew.-% beschränkt werden.

Zu den unvermeidbar vorhandenen Verunreinigungen zählen auch Gehalte an P von bis zu 0,035 Gew.-% sowie beispielsweise in Summe bis zu 0,2 Gew.-% an Sauerstoff.

Stickstoff wird dem erfindungsgemäßen Stahl Werkstoff ebenfalls nicht gezielt zulegiert, sondern gelangt aufgrund der Stickstoffaffinität der Legierungsbestandteile beim Verdüsungsprozess in den Stahlwerkstoff. Um negative Einflüsse von N auf die Eigenschaften des Stahlwerkstoffs zu vermeiden, sollte der Gehalt an N weniger als 0,12 Gew.-% betragen, insbesondere auf maximal 0,1 Gew.-% beschränkt sein.

Die Dichte von erfindungsgemäßem Stahl Werkstoff liegt typischerweise im Bereich von 6,4 - 7,6 g/cm ³ , wobei die Dichte des reinen Stahlmatrixwerkstoffs typischerweise

7,0 - 7,6 g/cm ³ beträgt.

Seine minimierte Dichte und sein dadurch bedingt geringes Gewicht macht erfindungsgemäßen Stahl werkstoff insbesondere für die Herstellung solcher Bauteile geeignet, die im praktischen Einsatz wiederholend einer schnellen Beschleunigung ausgesetzt sind und bei denen sich infolgedessen eine geringere Massenträgheit besonders günstig auswirkt.

Die pulvermetallurgische Herstellung erlaubt es, die Dichte und Verschleißbeständigkeit von erfindungsgemäßem Stahl durch gezielte Zugabe von Hartphasen mit niedriger Dichte wahlweise im Sinne der jeweiligen Anwendung weiter zu optimieren, sofern dies im Hinblick auf die jeweils angestrebte Eigenschaft gewünscht wird. Hier hat es sich gezeigt, dass die

Gebrauchseigenschaften von erfindungsgemäßem Stahl Werkstoff dadurch gesteigert sind, dass er 2,5 bis 30 Gew.-% Hartstoffpartikel enthält, die beim fertig erzeugten Stahl in seine in der voranstehend erläuterten Weise zusammengesetzte Stahlmatrix eingebettet sind.

Die Hartstoffe liegen dabei wie das die Stahlmatrix bildende Stahllegierungspulver im

Ausgangszustand als Pulver vor.

Bei den Hartstoffen, in der Fachsprache auch "Hartphasen" genannt, kann es sich um Karbide, Nitride, Oxide oder Boride handeln. Zur Gruppe der geeigneten Hartstoffe gehören demnach Al ₂ 0 ₃ , B ₄ C, SiC, ZrC, VC, NbC, TiC, WC, W ₂ C, o ₂ C, V ₂ C, BN, Si ₃ N ₄ , NbN oder TiN.

Dabei hat sich für die erfindungsgemäßen Zwecke Titankarbid TiC als besonders geeignet herausgestellt. Titankarbid weist eine Härte von 3200 HV auf und erhöht so die Härte und Verschleißbeständigkeit des Stahls besonders effektiv. Gleichzeitig ist TiC chemisch beständig und hat keinen negativen Einfluss auf die Korrosionsbeständigkeit. Ebenso wirkt sich die geringe Dichte von TiC vorteilhaft aus.

Bei dem Stahlwerkstoff zulegierten Hartstoff-Gehalten von weniger als 2,5 Gew.-% stellt sich keine Verbesserung der Verschleißbeständigkeit ein. Um die Wirkung der Hartstoffe besonders sicher nutzen zu können, erweist es sich daher vorteilhaft, im erfindungsgemäßen

Stahl Werkstoff mindestens 5 Gew.-% an zulegierten Hartstoffpartikeln vorzusehen, wobei sich Gehalte von mindestens 7,5 Gew.-% als besonders wirksam herausgestellt haben. Um eine zu starke Versprödung des Werkstoffs in Folge der Anwesenheit der Hartstoffpartikel sicher zu vermeiden, kann beim erfindungsgemäßen Werkstoff der Gehalt an zulegierten Hartstoff- Partikeln auf höchstens 25 Gew.-% beschränkt werden. Die hier genannten Gehalte an Hartstoffpartikeln in einem erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff erweisen sich insbesondere dann als zweckmäßig, wenn es sich bei dem zulegierten Hartstoff um Titankarbid TiC handelt.

Erfindungsgemäßer Stahl erreicht nach einem Härten und Anlassen Härtewerte, die typischerweise im Bereich von 58 - 70 HRC liegen. Nach einem in der Regel für die mechanische Bearbeitung durchgeführten Weichglühen beträgt die typische Weichglühhärte von erfindungsgemäßem Stahl Werkstoff, in Folge der Anwesenheit der erfindungsgemäß vorgesehenen Hartstoffpartikel typischerweise bis zu 65 HRC.

Bei der Erzeugung von erfindungsgemäßen Bauteilen aus einem erfindungsgemäßen Stahl werden mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen: a) Es wird ein Stahllegierungspulver bereitgestellt, das aus (in Gew.-%) 1 ,5 - 5,0 % C, 0,3 - 2,0 % Si, 0,3 - 2,0 % Mn, < 0,035 % P, < 0,35 % S, < 0,1 % N, 3,0 - 15,0 % Cr, 0,5 - 2,0 % Mo, 6,0 - 18,0 % V, jeweils optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Nb,

Ni, Co, W", wobei der Gehalt an Ni, Co und W jeweils höchstens 1 ,0 % und der Gehalt an Nb höchstens 2,0 % beträgt, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. b) Das Stahllegierungspulver wird mit Hartstoffpartikeln mit der Maßgabe vermischt, dass der Gehalt an Hartstoffpartikeln an der erhaltenen Stahllegierungspulver-Hartstoffpartikel-Mischung 2,5 - 30 Gew.-% beträgt. c) Optional wird das Stahllegierungspulver oder die Stahllegierungspulver-Hartstoff-Mischung getrocknet. d) Aus dem Stahllegierungspulver oder der Stahllegierungspulver-Hartstoff-Mischung wird durch ein Sinterverfahren, insbesondere durch Heiß-Isostatisches-Pressen, oder durch ein additives Verfahren ein festes Halbzeug gebildet. e) Das erhaltene Halbzeug wird zu dem Bauteil fertig bearbeitet.

In Bezug auf die praktische Durchführung und die Ausgestaltungen der Arbeitsschritte a) bis e) des erfindungsgemäßen Verfahrens gelten dabei folgende Hinweise:

Arbeitsschritt a)

Die Pulverherstellung kann in konventioneller Weise beispielsweise durch Gasverdüsen oder jedes andere geeignete Verfahren erfolgen. Hierzu kann das Legierungspulver beispielsweise durch Gas- oder Wasserverdüsen oder eine Kombination aus diesen beiden

Verdüsungsverfahren erzeugt werden. Denkbar ist eine Verdüsung einer in erfindungsgemäßer Weise legierten Schmelze zu dem Legierungspulver.

Alternativ ist es aber auch möglich, die Legierungselemente des Stahllegierungspulvers zunächst einzeln in Pulverform in Mengen bereitzustellen, die den für das jeweilige Legierungselement vorgesehenen Gehaltsanteilen entsprechen und diese Pulvermengen dann zu dem erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahllegierungspulver zu vermischen.

Erforderlichenfalls werden aus den Pulverpartikeln für die erfindungsgemäße

Weiterverarbeitung durch Sieben diejenigen selektiert, die einen mittleren Durchmesser von weniger als 500 μηι besitzen, wobei sich Pulver mit mittleren Korngrößen von weniger als 250 μηη, insbesondere von weniger als 180 μιη, als besonders geeignet erwiesen haben.

Unabhängig von der Art und Weise seiner Erzeugung weist das erfindungsgemäß

bereitgestellte Legierungspulver optimaler Weise eine Schüttdichte von 2 - 6 g/cm3 (bestimmt nach DIN EN ISO 3923-1 ) und eine Klopfdichte von 3 - 8 g/cm3 (bestimmt nach DIN EN ISO 3953) auf.

Arbeitsschritt b)

Das im Arbeitsschritt a) bereitgestellte Stahllegierungspulver wird mit dem jeweils ausgewählten Hartstoffpulver vermischt. Die Menge an zugemischten Hartstoffpartikeln wird dabei unter Berücksichtigung der voranstehend in Bezug auf die optimierte Auswahl des Gehalts an Hartstoffen gegebenen Hinweise so bestimmt, dass der Gehalt der Hartstoffpartikel an der fertigen Mischung im Bereich von 2,5 - 30 Gew.-% liegt.

Arbeitsschritt c)

Sofern erforderlich, kann das in Arbeitsschritt a) oder Arbeitsschritt b) hergestellte

Legierungspulver in konventioneller Weise getrocknet werden, um Rückstände von

Flüssigkeiten und sonstigen flüchtigen Bestandteilen zu entfernen, die den anschließenden Formgebungsprozess behindern könnten.

Arbeitsschritt d)

Aus dem Hartstoffpartikel enthaltenden Legierungspulver wird nun ein Rohteil (Halbzeug) geformt. Hierzu kann das Legierungspulver in an sich bekannter Weise durch ein geeignetes Sinterverfahren, insbesondere durch Heiß-Isostatisches-Pressen ("HIPen"), in die jeweilige Form gebracht werden. In der Regel wird das HIPen durchgeführt werden. Typische Drücke beim HIPen liegen im Bereich von 900 - 1500, insbesondere 1000 bar, bei einer Temperatur von 1050 - 1250 °C, insbesondere 1080 - 1200 °C. Im Zuge des Härtens bildet sich im Gefüge des Stahiwerkstoffs Austenit, VC und Cr-Karbid. Alternativ kann aus dem erfindungsgemäß beschaffenen und bereitgestellten

Legierungspulver auch in einem additiven Verfahren das jeweilige Bauteil erzeugt werden. Unter dem Begriff„additiv" werden alle Herstellverfahren zusammengefasst, bei denen ein Werkstoff zur Erzeugung eines Bauteils hinzugefügt wird, wobei dieses Hinzufügen in der Regel schichtweise erfolgt. "Additive Herstellverfahren", die in der Fachsprache oft auch als "generative Verfahren" bezeichnet werden, stehen damit im Gegensatz zu den klassischen subtraktiven Fertigungsverfahren, wie den spanenden Verfahren (z.B. Fräsen, Bohren und Drehen), bei denen Material abgetragen wird, um dem jeweils herzustellenden Bauteil seine Form zu verleihen. Das additive Bauprinzip ermöglicht es, geometrisch komplexe Strukturen herzustellen, die mit konventionellen Fertigungsverfahren, wie den schon genannten spanabhebenden Verfahren oder Urformverfahren (Gießen, Schmieden) nicht oder nur aufwendig realisiert werden können (s. VDI Statusreport "Additive Fertigungsverfahren", September 2014, herausgegeben vom Verein Deutscher Ingenieure e.V., Fachbereich

Produktionstechnik und Fertigungsverfahren, www.vdi.de/statusadditiv). Nähere

Definitionen der Verfahren, die unter dem Oberbegriff "Additive Verfahren"

zusammengefasst sind, finden sich beispielsweise in den VDI-Richtlinien 3404 und 3405.

Arbeitsschritt e)

Das nach dem Arbeitsschritt d) erhaltene Halbzeug bedarf noch einer Fertigbearbeitung, um ihm einerseits die gewünschten Gebrauchseigenschaften und andererseits die geforderte Endform zu verleihen. Die Fertigbearbeitung umfasst beispielsweise eine mechanische, insbesondere spanabhebende Bearbeitung des Halbzeugs, und eine Wärmebehandlung, die aus einem Härten und Anlassen bestehen kann.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert:

In der voranstehend erläuterten Weise erfindungsgemäß zusammengesetzte Legierungspulver werden beispielsweise durch Heiß-Isostatisches-Pressen oder ein anderes geeignetes Sinterverfahren zu einem Rohteil (Halbzeug) geformt. Hierzu kann das jeweilige

Legierungspulver in eine geeignete Form, beispielsweise eine zylindrische Kapsel, gefüllt und dann bei typischen Drücken von 900 - 1500 bar (90 - 150 MPa), insbesondere 000 bar (100 MPa), bei einer Temperatur von 1050 - 1250 °C, insbesondere 1150 °C, über eine ausreichende Dauer gehalten werden, bis ein fester Körper entstanden ist. Typischerweise liegt der Druck beim Heiß-lsostatischen-Pressen im Bereich von 102 - 106,7 MPa und die

Erwärmung auf die typischerweise 1150 - 1153 °C betragende Zieltemperatur, die über eine Dauer von typischerweise 200 - 300 min, insbesondere 245 min, gehalten wird, erfolgt ebenso typischerweise mit einer Aufheizrate von 3 K/min - 10 K/min.

Auf die Erzeugung des Halbzeugs folgte die Wärmebehandlung. Dabei wird das jeweilige Halbzeug mit einer Aufheizgeschwindigkeit von typischerweise 5 K/min auf eine

Härtetemperatur (Austenitisierungstemperatur) von 1050 - 1200 °C erwärmt, auf der es so lange gehalten wird, bis es vollständig durchgewärmt ist. Typischerweise werden hierzu 30 - 60 min benötigt. Anschließend werden die so erwärmten Halbzeuge abgeschreckt. Dabei werden sie mit einem geeigneten Abschreckmedium, beispielsweise mit Wasser, Öl, einem Polymerbad, bewegter oder ruhender Luft oder, sofern die Abkühlung im Vakuumofen vorgenommen wird, mit gasförmigem Stickstoff, innerhalb von 5- 30 Min auf Raumtemperatur abgekühlt. Insbesondere bei großen Halbzeugen kann es zweckmäßig sein, die Erwärmung auf die Härtetemperatur in mehreren Vorwärmstufen, z.B. 400 °C, 600 °C und 800 °C oder eine Vorwärmtemperatur im Bereich von 600 - 800 °C, durchzuführen, um eine gleichmäßige Durchwärmung sicherzustellen.

Um Reaktionen mit der Umgebungsatmosphäre zu vermeiden, kann in ebenso an sich bekannter Weise das Härten in einem Vakuumofen durchgeführt werden. Jedoch ist dies keine Voraussetzung für den Erfolg der erfindungsgemäßen Vorgehensweise.

Nach dem Härten kann ein Anlassen durchgeführt werden, bei dem das Halbzeug über eine Dauer von beispielsweise 90 min auf der jeweiligen, typischerweise 450 - 550 °C betragenden Anlasstemperatur gehalten wird. Die Anlassbedingungen werden dabei in an sich bekannter Weise in Abhängigkeit von der jeweiligen Härtetemperatur und dem gewünschten Härteniveau, d.h. der gewünschten Festigkeit, gewählt. Die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten liegen beim Anlassen in der Regel in der Größenordnung von 10 K/min. Im Gegensatz zum Härten sind die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten beim Anlassen unkritisch. Durch das Anlassen entspannt sich der spröde Martensit durch Diffusion von Kohlenstoff. Dieser bildet zusammen mit z.B. V, Cr und Mo die sogenannten "Anlasskarbide". Dadurch steigt die Zähigkeit.

Gleichzeitig nimmt die Festigkeit und Härte des Stahlwerkstoffs nur geringfügig ab, da diese Eigenschaften durch die Karbidbildung wieder erhöht werden.

Da es in der Regel bei solchen Legierungssystemen einen schmalen Temperaturbereich (ca. 50 °C grob zwischen 450 und 650 °C) gibt, spricht man von Sekundärhärtemaximum, da Temperaturen unter- oder oberhalb davon eine geringere Härte bedeuten. Unter Anwendung der voranstehend erläuterten allgemeinen Vorgehensweise bei der praktischen Erzeugung von erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffen und daraus hergestellten Bauteilen sind aus vier erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffen V10a - V10d zylinderförmige Halbzeuge erzeugt worden.

Die Stahlmatrix der Stahlwerkstoffe V10a, V10b, V10c und V10d enthielt jeweils (in Gew.-%) 2,5 % C, 0,9 % Si, 0,9 % Mn, 4,5 % Cr, 1 ,2 % Mo und 10,0 % V, Rest Eisen und

unvermeidbare Verunreinigungen. Zusätzlich waren dem Stahlwerkstoff V10a 5 Gew.-% TiC, dem Stahlwerkstoff V1 Ob 10,0 Gew.-% TiC, dem Stahlwerkstoff V10c 15 Gew.-% TiC und dem Stahlwerkstoff V1 Od 20 Gew.-% TiC zulegiert.

Die Austenitisierungstemperatur AT, die vor dem nachfolgenden Wärmebehandlungsschritt vorhandene Härte HRC ("HRC_v"), entweder, soweit ein Anlassen durchgeführt worden ist, die Anlasstemperatur ST und die Anlassdauer St oder, soweit ein Weichglühen durchgeführt worden ist, die Weichglühtemperatur WT und die Weichglühdauer Wt, die Härte HRC

("HRC_n") nach dem vorangegangenen Wärmebehandlungsschritt und die Dichte p der Proben V1 - V8 sind in Tabelle 1 angegeben.

Die Erwärmung auf die jeweilige Austenitisierungstemperatur AT erfolgte im Vakuumofen. Dort wurden die Proben V1 - V8 für eine Austenitisierungsdauer At bei der

Austenitisierungstemperatur AT gehalten. Anschließend erfolgte noch im Vakuumofen durch Beaufschlagung mit gasförmigem, mit einem Druck von 3,5 bar aufgebrachtem Stickstoff eine Abkühlung auf Raumtemperatur.

Nach dem Härten wurden die Proben 1 - 8 entweder einer Anlass- oder einer

Weichglühbehandlung unterzogen. Bei der Anlassbehandlung sind die Proben 1 , 3, 5, 7 über die Anlassdauer St bei der Anlasstemperatur ST gehalten worden. Diese Anlassbehandlung wurde zweimal durchgeführt, um ein optimales Anlassergebnis zu erhalten.

Bei der Weichglühung sind die Proben 2, 4, 6, 8 über eine Dauer Wt bei der

Weichglühtemperatur WT gehalten worden. Nach Ablauf der Glühdauer wurde der Ofen abgeschaltet und die Proben 2, 4, 6, 8 im abgeschalteten Ofen langsam auf Raumtemperatur abgekühlt.

Tabelle 1