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.

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.

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.

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.

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.

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.

Zudem ist es erwünscht, dass derartige Stähle bzw. Werkzeuge eine hohe Ermüdungsfestigkeit aufweisen.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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/mm ² . 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.

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.

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 mm ³ /kg liegt.

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.

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.

Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeichnet.

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.

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.

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.

Werden nachfolgend Prozentangaben gemacht, sind es immer Gew.-% (Gewichts- bzw. Massenprozent), wenn nicht anders angegeben

Die erfindungsgemäße Legierung besteht aus folgenden Elementen:

Elemente Gew.-% bevorzugt Gew.- %

Kohlenstoff (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

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

Nickel (Ni) < 1,5 < 0,35

Kupfer (Cu) < 1,0 < 0,1

Titan (Ti) < 1,5 < 0,3

Niob (Nb) < 1,5 < 0,5

Tantal (Ta) < 1,5 < 0,3

Hafnium (Hf) < 1,5 < 0,3

Zirconium (Zr) < 1,5 < 0,3

Aluminium (AI) < 1,5 < 0,3

Bor (B) < 0,8 < 0,006

Schwefel (S) < 0,35 < 0,05

Phosphor (P) < 0,35 < 0,05

Rest Eisen und Legierungsbedingte Verunreinigungen.

Im Allgemeinen kann ausgeführt werden, dass die Legierungselemente in derartigen Stählen wie folgt wirken:

Kohlenstoff [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.

Silizium [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.

Mangan [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.-%.

Chrom [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.-%.

Molybdän [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 W _eq = W + 2Mo ersetzt werden.

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.-%.

Kobalt [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.-%.

Stickstoff [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.-%.

Wolfram [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 W _eq = 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.-%.

Wolframäquivalent [W _eq ]:

Das Wolframäquivalent W _eq , welches als W+2Mo definiert ist zeigt die Warmhärte und Anlassbeständigkeit als auch ein Maß für das Gefüge. Erfindungsgemäß sollte das W _eq 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 W _eq sollte nicht kleiner als 5,4 Gew.-% sein. Des Weiteren kann durch diese Einstellung des W _eq 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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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 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 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 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.

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).

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.

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.

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.

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.

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.-%):

C = 0,55 bis 0,75

Si = 0,70 bis 1,00

Mn = 0,20 bis 0,60

Cr = 4,00 bis 5,00

Mo = 1,80 bis 3,50

V= 0,80 bis 1,50

W = 1,80 bis 3,00

Co = 3,00 bis 5,00

N = 0,020 bis 0,10 sowie optional eines oder mehrere von

Nickel (Ni) < 1,5

Kupfer (Cu) < 1,0

Titan (Ti) < 1,5

Niob (Nb) < 1,5

Tantal (Ta) < 1,5

Hafnium (Hf) < 1,5

Zirconium (Zr) < 1,5

Aluminium (AI) < 1,5

Bor (B) < 0,8

Schwefel (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.

In einer vorteilhaften Ausführungsform werden drei Anlasszyklen gefahren.

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.-%):

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

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.

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.

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.

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, bevorzugt

< 30 °C abgekühlt wird.

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, bevorzugt

< 30 °C abgekühlt wird.

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 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.

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.

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.

In einer Ausführungsform wird eine Stahlmatrix eingestellt, wobei die Karbiddichte in der Matrix bei maximal 27538 Partikel/mm ² und minimal 12688 Partikel/mm ² für MeC - und bei maximal 39845 Partikel/mm ² und minimal 21093 Partikel/mm ² 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 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.

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.

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.

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.-%):

C = 0,55 bis 0,75

Si = 0,70 bis 1,00

Mn = 0,20 bis 0,60

Cr = 4,00 bis 5,00

Mo = 1,80 bis 3,50

V= 0,80 bis 1,50

W = 1,80 bis 3,00

Co = 3,00 bis 5,00

N = 0,02 bis 0,10 sowie optional eines oder mehrere von

Nickel (Ni) < 1,5

Kupfer (Cu) < 1,0

Titan (Ti) < 1,5

Niob (Nb) < 1,5

Tantal (Ta) < 1,5

Hafnium (Hf) < 1,5

Zirconium (Zr) < 1,5

Aluminium (AI) < 1,5

Bor (B) < 0,8

Schwefel (S) < 0,35

Phosphor (P) < 0,35 Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen.

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.

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.

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.

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.

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.

Der Werkzeugstahl kann als Träger für eine PVD-Beschichtung verwendet werden.

Zudem kann der Werkzeugstahl für ein Stanz- oder Feinschneidwerkzeug verwendet werden.

Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:

Figur 1: die möglichen erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzungen;

Figur 2: eine Vergleichstabelle, zeigend zwei bekannte Stahlmaterialien und das erfindungsgemäße Material;

Figur 3: einen stark schematisierten Herstellungsweg, erfindungsgemäß ist die pulvermetallurgische PM-Route; Figur 4: eine thermodynamische Stabilitätsrechnung für verschiedene

Karbidphasen;

Figur 5: REM-Aufnahmen eines erfindungsgemäßen bei 1150 °C gehärteten

Stahlmaterials als Querschliff;

Figur 6: eine weitere REM-Aufnahme eines Querschliffs zeigend die MeC- und

MC-Karbide des Materials;

Figur 7: eine erfindungsgemäße Wärmebehandlung;

Figur 8: die Anteile der MC- und MeC-Karbide bei unterschiedlichen

Härtetemperaturen;

Figur 9: die Karbidanteile bei einer Härtetemperatur von 1150 °C;

Figur 10: die Größenverteilung der MeC -Karbide;

Figur 11: die Größenverteilung der MC-Karbide;

Figur 12: für Härtetemperatur 1030 °C: Härte und Schlagbiegearbeit (SB) in

Abhängigkeit der Anlasstemperatur (nicht erfindungsgemäß);

Figur 13: für Härtetemperatur 1070 °C: Härte und Schlagbiegearbeit (SB) in

Abhängigkeit der Anlasstemperatur (nicht erfindungsgemäß);

Figur 14: für Härtetemperatur 1150 °C: Härte und Schlagbiegearbeit (SB) in

Abhängigkeit der Anlasstemperatur (erfindungsgemäß);

Figur 15: Ergebnisse zur Druckfestigkeit;

Figur 16: Beispiele erfindungsgemäßer Stahlzusammensetzungen,

Wärmebehandlungen und sich daraus ergebende Härte, Zähigkeit und Druckfestigkeit; Figur 17: Beispiele nicht-erfindungsgemäßer Stahlzusammensetzungen;

Figur 18: beispielhafte Wärmebehandlung, bestehend aus Härten und Anlassen.

In Figur 1 erkennt man den Analysenbereich, innerhalb dessen die Erfindung ausführbar und die erfindungsgemäßen Effekte erreicht werden.

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.

Gegenüber bekannten Legierungen im Stand der Technik wird eine sehr enge Auswahl verfolgt, die die erfindungsgemäßen Effekte sicher gewährleistet, insbesondere mit der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung.

In Figur 3 erkennt man eine konventionelle Schmelzmetallurgische Herstellungsroute (nicht erfindungsgemäß), die mögliche pulvermetallurgische Herstellroute zum Herstellen des Pulvers (erfindungsgemäß), und entsprechender Gegenstände daraus.

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.

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 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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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 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.

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.

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.

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.

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.

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.

Die Erfindung wird anhand eines Beispiels weiter erläutert:

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.

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.

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).

Es ist vorteilhaft, wenn die Karbiddichte in der Matrix bei maximal 27538 Partikel/mm ² für MeC - und bei maximal 39845 Partikel/mm ² 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.

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).

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.

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.

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.

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.

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.

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.