Spanende Fertigungsverfahren sind ein wesentlicher Bestandteil der industriellen Produktionstechnologie und ein Hauptkostenträger bei der Herstellung von Werkzeugen für die Kunststoffverarbeitung. Die wirtschaftliche Verwendbarkeit von Stählen der eingangs genannten Art hängt daher wesentlich von ihrer Zerspanbarkeit und ihrer Korrosionsbeständigkeit ab, welche wiederum entscheidend durch den Chromgehalt der Stähle beeinflußt wird. Unter dem Begriff"Zerspanbarkeit"wird in diesem Zusammenhang die Eigenschaft eines Werkstoffes verstanden, sich unter bestimmten Bedingungen spanend bearbeiten zu lassen.

Besondere Anforderungen an die Korrosionsbeständigkeit von Werkzeugen, die aus Stählen der voranstehend erwähnten Art hergestellt sind, ergeben sich im Bereich der kunststoffverarbeitenden Industrie. So führen Kontakte mit den dort eingesetzten Kühl-und Reinigungsmitteln, der Umgebungsatmosphäre sowie mit den verarbeiteten Kunststoffen selbst in vielen Fällen zu einer korrosiven Beanspruchung des jeweiligen Werkzeugs.

Ein rostfreier martensitischer Stahl mit guter Bearbeitbarkeit ist aus der EP 0 721 513 Bl bekannt. Der bekannte Stahl enthält 10 bis 14 Mass.-% Chrom. Zur Verbesserung seiner Zerspanbarkeit weist er zudem mindestens 0,15 % Schwefel und 1,0 bis 3,5 % Kupfer auf.

Die Zugabe von Kupfer hat zusätzlich einen positiven Einfluß auf die Härte der Legierung.

Neben dem in der erwähnten Europäischen Patentschrift beschriebenen Stahl ist eine Vielzahl chromlegierter, korrosionsbeständiger Stähle bekannt, deren Chromgehalt zwischen 11,0 und 17,0 Mass.-% liegt. Es sind dies beispielsweise die mit den Werkstoffnummern 1.2080, 1.2082,1.2083,1.2085,1.2201,1.2314,1.2316,1.2319, 1.2361,1.2376,1.2378,1.2379,1.2380,1.2436,1.2601 in der StahlEisen-Liste bezeichneten Stähle. Regelmäßig sind diese Stähle mit Kohlenstoff, Silizium und Mangan legiert. Wahlweise enthalten sie außerdem Carbidbildner wie Molybdän, Vanadium oder Wolfram.

Die Verarbeitung der bekannten Stähle erfolgt in Abhängigkeit vom jeweiligen Kohlenstoff-und Carbidgehalt. So werden die Stähle der in Rede stehenden Art zum einen vom Werkzeughersteller im vergüteten Zustand mit einer Härte von 285 bis 325 HB verwendet. Bei dieser Härte ist eine zerspanende Bearbeitung des Werkstoffs noch möglich. Zum anderen werden die Stähle im weichgeglühten Zustand verarbeitet, wobei die Härte der Stähle dann maximal 250 HB beträgt. Derart weniger harte Stähle lassen sich zwar besser verarbeiten. Es muß allerdings nach der Bearbeitung noch eine Wärmebehandlung durchgeführt werden, um die üblicherweise erforderliche Einbauhärte von 46 bis 60 HRC zu erreichen. Anschließend ist eine Fertigbearbeitung erforderlich.

Eine spanende Bearbeitung läßt sich bei den von den Anwendern geforderten hohen Endhärten bei den bekannten Stählen nicht mehr wirtschaftlich durchführen. Dieses Problem wird zwar durch die Verarbeitung im weichgeglühten Zustand mit nachgeschalteter Wärmebehandlung gelöst. Ein Nachteil der abschließenden Wärmebehandlung besteht jedoch neben den für diesen zusätzlichen Arbeitsgang anfallenden Kosten darin, daß es dabei zur Rißbildung und zum Verzug des Bauteils infolge der Erwärmung kommen kann.

Ein weiterer Nachteil der bekannten, in der StahlEisen- Liste verzeichneten Stähle ist ihre aufgrund des Kohlenstoffgehalts und der Legierungszusammensetzung verschlechterte Schweißbarkeit. Eine gute Verschweißbarkeit ist jedoch gerade im Bereich der Kunststoffverarbeitung unabdingbar. Häufig ist es in Folge von nachträglichen Änderungen der Gestaltung und wegen erforderlich werdender Reparaturen notwendig, Schweißarbeiten an den Werkzeugen vorzunehmen.

Zusätzlich erschwert wird die Bestimmung eines den Anforderungen in der Praxis, insbesondere den sich bei der Kunststoffverarbeitung stellenden Problemen gerechtwerdenden Stahls dadurch, daß ein solcher Stahl nicht nur korrosionsbeständig, gut zerspanbar und gut schweißbar, sondern auch in ausreichendem Maße zäh sein muß, um die im praktischen Betrieb auftretenden Kräfte aufnehmen zu können. Andernfalls besteht die Gefahr, daß die auftretenden hohen Biege-, Torsions-, Druck-und Zugkräfte ebenfalls Risse verursachen.

Es hat sich gezeigt, daß die bekannten Stähle allen diesen Anforderungen gleichzeitig nicht gerecht werden.

So weisen aufgrund eines höheren Schwefelgehaltes gut zerspanbare Stähle eine zu geringe Zähigkeit auf, während bei infolge einer Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes härteren Stählen die Korrosionsbeständigkeit vermindert ist.

Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, einen insbesondere für die Herstellung von Werkzeugen für die kunststoffverarbeitende Industrie geeigneten Stahl zu finden, der bei hoher Härte und Korrosionsbeständigkeit eine den praktischen Anforderungen gerechtwerdende Zähigkeit, Zerspanbarkeit und Schweißbarkeit aufweist.

Darüber hinaus soll ein Verfahren zur Herstellung von Zwischenprodukten aus einem solchen Stahl angeben werden.

Unter dem Begriff"Zwischenprodukt"werden in diesem Zusammenhang auch Langprodukte, Flachprodukte oder andere Gegenstände verstanden, die anschließend einer weiteren Verarbeitung zugeführt werden.

In Bezug auf den Werkstoff wird diese Aufgabe durch einen Stahl für insbesondere korrosionsbeanspruchte Werkzeuge gelöst, der folgende Zusammensetzung aufweist (in Mass.- %): C: mindestens 0,02 und höchstens 0,12 %, Si : höchstens 1,5 %, Mn : mehr als 1,0-2,50 %, P : höchstens 0,035 %, S : mindestens 0,04 % und weniger als 0,15 %, Cr : mehr als 8,0 % und weniger als 12 %, Mo : mehr als 0,0 % und höchstens 0,20 %, V : mehr als 0,0 % und höchstens 0,25 %, Nb : mehr als 0,1 % und höchstens 0,5 %, N : mindestens 0,02 und höchstens 0,12 %, Ni : höchstens 0,5 % B : höchstens 0,005 %, Cu : höchstens 0,3 %, Al : höchstens 0,035 %, Sn : höchstens 0,035 %, As : höchstens 0,02 %, mindestens eines der Elemente Ca, Mg oder Ce, wobei die Summe der Gehalte an diesen Elementen mehr als 0,0002 % und höchstens 0,015 % beträgt, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.

Der erfindungsgemäße nioblegierte Werkzeugstahl weist eine optimierte Kombination von Zerspanbarkeit, Härte, Korrosionsbeständigkeit, Schweißbarkeit und Zähigkeit auf. Er erreicht Härtelagen, die zwischen 300 und 450 HB liegen. Trotz des relativ hohen Schwefelgehalts weist er eine für Stähle der gattungsgemäßen Art gute Zähigkeit auf, die den in der Praxis sich stellenden Anforderungen genügt.

Zur Verbesserung der Zerspanbarkeit sind erfindungsgemäße Stähle schwefellegiert, dessen Anteil jeweils weniger als 0,15 Mass.-% beträgt. Vorzugsweise weist der Stahl dabei mindestens 0,04 Mass.-% auf, wodurch eine gute Zerspanbarkeit sicher gewährleistet werden kann. Noch bessere Zerspanbarkeiten können bei Berücksichtigung der sonstigen an die Zusammensetzung gestellten Bedingungen dann erreicht werden, wenn erfindungsgemäßer Stahl mindestens 0,07 Mass.-% Schwefel enthält.

Trotz eines derart bemessenen Schwefelanteils weist erfindungsgemäßer Stahl eine gute Zähigkeit auf. Dies wird dadurch erreicht, daß der Stahl zusammen mit dem Schwefel wenigstens eines der Elemente Calcium, Mangan oder Cer in Mengen enthält, deren Summe mehr als 0,0002 jedoch höchstens 0,015 Mass.-% beträgt. Diese Elemente ermöglichen die Einformung von Sulfiden in die Matrix des Stahls und führen so zur Verbesserung seiner Zähigkeit.

Erreichen läßt sich dies beispielsweise zielsicher dann,- wenn der erfindungsgemäße Stahl 0,001-0,009 Mass.-% Calcium enthält.

Durch die Verwendung niedriger Kohlenstoffgehalte von maximal 0,12 Mass.-% sowie niedriger Stickstoffgehalte von höchstens 0,12 Mass.-% und eines Niobgehalt von 0,11 bis 0,5 Mass.-% werden bei erfindungsgemäßem Stahl Hartphasen gebildet, welche zur erreichten Härte von 300 bis 450 HB beitragen. Gleichzeitig werden die betreffenden Hartphasen in besonders feiner und gleichmäßiger Verteilung ausgeschieden, was einen positiven Einfluß auf die Zähigkeitseigenschaften hat.

Besonders deutlich machen sich diese vorteilhaften Eigenschaften des Legierens mit Niob bemerkbar, wenn der Niobgehalt so eingestellt wird, daß der Härtefaktor Hf bei erfindungsgemäßem Stahl folgende Bedingung erfüllt : 0,047 < Hf : g 0, 095, wobei sich der Härtefaktor Hf nach der Formel Hf = 0,11-% Nb/7,14 berechnet und mit % Nb der jeweilige Nb-Gehalt des Stahls bezeichnet ist. Bei einer solchen Bemessung des Niobgehaltes wird der vorhandene Kohlenstoff und Stickstoff durch das Element Niob weitgehend zu Hartphasen abgebunden, so daß das bei erfindungsgemäßem Stahl mit einem Gehalt von weniger als 12 % in der Matrix enthaltene Chrom voll zur Bildung von korrosionshemmenden Passivschichten zur Verfügung steht. Auf diese Weise weist erfindungsgemäßer Stahl trotz der relativ geringen Chromgehalte bei gleichzeitig hoher Härte eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit auf.

Bei erfindungsgemäßem Stahl sind zudem die Gehalte an solchen Elementen, die zur Rißbildung in der Schweißnaht führen könnten, auf ein Minimum abgesenkt. Eine optimale Schweißbarkeit von erfindungsgemäßem Stahl läßt sich dabei dadurch gewährleisten, daß der sich nach der Formel Sf = % C+5#%B+2#%Cu + (% P+% S)/2 + Mo+% Cr)/4+Mn/10 berechnende Schweißfaktor Sf be. i erfindungsgemäßem Stahl folgende Bedingung erfüllt : Sf < 3,99, wobei mit % C, % B, % Cu, % P, % S, % Mo, % Cr, % Mn die jeweiligen C-, B-, Cu-, P-, S-, Mo-, Cr-, Mn-Gehalte des Stahls bezeichnet sind.

Die Zähigkeit der eingangs genannten bekannten Werkzeugstähle wird durch den Kohlenstoff-und Carbidgehalt sowie durch die Höhe des Schwefelgehaltes, die Verteilung und die Morphologie der Sulfide negativ beeinflußt. Erfindungsgemäßer Stahl enthält nur maximal 0,12 % Kohlenstoff. Auf diese Weise ist auch sein Carbidgehalt beschränkt. Zusätzlich ist bei einem erfindungsgemäßen Stahl dadurch, daß in ihm die Gehalte an korngrenzwirksamen Elementen auf ein Minimum reduziert ist, die Zähigkeit gegenüber anderen schwefellegierten Stählen erhöht.

Es wurde festgestellt, daß die korngrenzwirksamen Elemente in Stählen der in Rede stehenden Art während des Erstarrungsvorganges sowie während der Warmumformung und/ oder während einer Wärmebehandlung bei bestimmten Temperaturen an den Korngrenzen seigern. Diese Seigerungen führen zu einer Verminderung der Kohäsion und bilden so bevorzugt die Quelle der Entstehung von Rissen. Indem bei einem erfindungsgemäßen Stahl der Versprödungsfaktor KGf die folgende Bedingung erfüllt, kann der negative Einfluß der korngrenzenwirksamen Elemente und damit einhergehend die Gefahr der Entstehung von Rissen zielgerichtet minimiert werden : KGf < 1,07, wobei sich der Versprödungsfaktor KGf nach der Formel KGf = 2,97x% Cu+3,2x (% Sn+% As) +0, 55x% Al+5, 42x% P+0, 98% N berechnet und mit % Cu, % Sn, % As, % Al, % P und % N die jeweiligen Cu-, Sn-, As-, Al-, P-und N-Gehalte des Stahls bezeichnet sind.

In Bezug auf das Verfahren zum Erzeugen eines Zwischenprodukts für die Herstellung von Bauteilen, insbesondere für die Herstellung eines korrosionsbeanspruchten Werkzeugs, aus erfindungsgemäß zusammengesetztem Stahl wird die oben angegebene Aufgabe gelöst, indem mindestens folgende Herstellungsschritte durchlaufen werden : - Erschmelzen eines erfindungsgemäßen Stahls, - Vergießen des Stahls zu einem Vormaterial, wie Blöcken, Brammen, Stranggußriegeln, Dünnbrammen oder gegossenem Band, - Diffusionsglühen des Vormaterials bei einer 1200-1280 °C betragenden Temperatur, - Warmumformen des geglühten Vormaterials zu dem Bauelement.

Durch das im erfindungsgemäß gewählten Temperaturbereich durchgeführte Diffusionsglühen des Vormaterials wird ein Ausgleich der erstarrungsbedingten Seigerungen herbeigeführt, so daß eine gleichmäßige Verteilung der enthaltenen Legierungselemente erzielt wird. Bei der anschließenden Warmumformung des Vormaterials zu dem Zwischenprodukt wird die Gefügestruktur und die Werkstoffisotropie beeinflußt. Eine verbesserte Struktur des Gefüges und eine höhere Isotropie des Werkstoffs kann dabei dadurch erreicht werden, daß die Warmverformung unter Anwendung eines Umformgrades ç von mindestens 1,5 durchgeführt wird.

Im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens kann die Warmumformung als Schmieden oder, zur Herstellung größerer Abmessungen, als Warmwalzen durchgeführt werden. Die Warmumformung findet dabei bevorzugt bei Temperaturen von 850 °C-1100 °C durchgeführt. In diesem Temperaturbereich weist der erfindungsgemäß verwendete Werkstoff eine niedrige Fließspannung und eine hohe Zähigkeit auf, so daß eine optimale Umformbarkeit gegeben ist. Die Warmumformung läßt sich somit schnell, kostengünstig und mit hoher Ausbringung durchführen.

Das erfindungsgemäß erzeugte Werkstück wird nach der Warmumformung aus der Umformhitze vorzugsweise an Luft abgelegt. Bei der Ablage an Luft wird der Werkstoff langsam und vollständig vom austenitischen in den martensitischen Zustand überführt. Durch eine solche langsame Abkühlung wird einerseits die gewünschte Härte des Werkstoffes von bis zu 450 HB eingestellt. Andererseits werden Wärme-und Umwandlungsspannungen weitgehend vermieden, so daß keine Verzüge oder Spannungsrisse am fertigen Zwischenprodukt auftreten.

Durch eine gegebenenfalls zusätzlich durchzuführende Wärmebehandlung bei Temperaturen von 850 °C-1050 °C mit nachfolgendem kontrollierten Abkühlen an einem Abkühlungsmedium, wie Luft, Öl, Wasser oder einem Polymer, auf das vorzugsweise ein Anlassen bei Temperaturen zwischen 400 °C und 650 °C folgt, kann eine Härte des erzeugten Zwischenprodukts hergestellt werden, die sich von der nach der Ablage an Luft aus der Umformhitze vorliegenden Härte unterscheidet. Insbesondere lassen sich über diese Wärmebehandlung auch niedrigere Härtewerte bis zu einer Untergrenze von 300 HB erzielen.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Es zeigen : Diag. 1 den Schneidenverschleiß im Bohrversuch aufgetragen über den Bohrweg, Diag. 2 die für verschiedene Stähle ermittelte Schlagbiegearbeit aufgetragen über den Versprödungsfaktor KGf.

In Tabelle 1 sind die Legierungen erfindungsgemäßer Stähle A, B, C den Zusammensetzungen von vier außerhalb der Erfindung liegenden Vergleichsstählen D, E, F, G gegenübergestellt. In Tabelle 2 sind zusätzlich die zu den Stählen A bis G gehörenden Brinell-Härtewerte sowie die Härte- (Hf), Schweiß- (Sf), und Versprödungsfaktoren (KGf) angegeben.

Zur Überprüfung der Zerspanbarkeit der Stähle A-G wurden an aus diesen Stählen erzeugten Bauelementen Bohrversuche mit unbeschichteten Wendelbohrern aus dem Schnellarbeitsstahl mit der Werkstoffnummer 1.3343 durchgeführt. Zu diesem Zweck wurden 24 mm tiefe Löcher in die mit einer Härte von 300 bis 400 HB vorliegenden Stähle gebohrt. Die Schnittgeschwindigkeit betrug jeweils 12 m/min und der Vorschub 0,12 mm/U.

Nach einem Gesamtbohrweg von 2Q0, 1200 und 2400 mm wurde der an den Wendelbohrern aufgetretene Verschleiß der Schneidkanten ausgemessen. Es zeigte sich, daß die erfindungsgemäßen Stähle A, B und C trotz ihrer höheren Härte weniger Verschleiß an den Schneidkanten der Bohrer erzeugen (Diag. 1). Ihre Zerspanbarkeit ist somit deutlich gegenüber der der herkömmlichen, außerhalb der Erfindung liegenden Stähle D, E, F und G verbessert.

Zur Bestimmung der Zähigkeit von Werkzeugstählen wurde der Schlagbiegeversuch nach Stahl-Eisen-Prüfblatt 1314 durchgeführt. In diesem Versuch wird als Maß für die Zähigkeit eines Werkstoffes die zum Zerschlagen von ungekerbten Proben notwendige Schlagbiegearbeit ermittelt. Die verwendeten Proben mit der Abmessung 7 x 10 x 55 mm wurden aus der Verformungsrichtung der überprüften Stähle A-G entnommen, die mit einer Härte von 300 bis 400 HB vorlagen.

Die Prüfung erfolgte bei Raumtemperatur. Wie die im Diag. 2 zusammengefaßten Werte für die Schlagbiegearbeit (Mittelwerte aus 3 geprüften Einzelproben) zeigen, kann mit zunehmendem Versprödungsfaktor KGf ein deutliches Absinken der gemessenen Schlagbiegearbeit festgestellt werden. Die erfindungsgemäßen Stähle A, B und C weisen mit Werten deutlich oberhalb von 200 J das gewünschte hohe Zähigkeitsniveau auf, während bei den zum Vergleich aufgeführten Stählen D, E, F und G mit zunehmendem Versprödungsfaktor lediglich Werte zwischen 50 und 150 J gemessen werden konnten, ihre Zähigkeit daher deutlich niedriger war.

Um die Korrosionsbeständigkeit der in Tabelle 1 aufgeführten Stähle zu überprüfen, wurden Eintauchversuche in einer 0,5 % wässrigen Natriumchloridlösung durchgeführt. Nach einer Tauchdauer von 1 h wurden die Proben jeweils eine halbe Stunde lang an Luft getrocknet und dann erneut eingetaucht. Nach insgesamt neun Tauch-und Trockenzyklen wurde das Aussehen der ehemals fein geschliffenen Proben beurteilt.

Nach Beendigung der Versuche war bei den erfindungsgemäßen Stählen A bis C so gut wie kein Rostbefall auf der Oberfläche der Proben feststellbar, was auf eine ausreichende Korrosionsbeständigkeit hindeutet. Die zum Vergleich aufgeführten Stähle D, E und G zeigten dagegen einen starken Angriff durch die Prüflösung, so daß der größte Teil der Oberfläche nach den durchgeführten Prüfzyklen bereits korrodiert war.

Lediglich der Vergleichsstahl F war aufgrund seines hohen Chromgehaltes und wegen des Fehlens von Schwefel korrosionsbeständiger. Aufgrund des Fehlens von Schwefel in der Zusammensetzung wies dieser Stahl F jedoch die bei weitem schlechteste Zerspanbarkeit aller untersuchten Stähle auf.

Die erläuterten Beispiele belegen, daß erfindungsgemäßer Stahl einerseits die angestrebte Härte von 300 HB bis 450 HB sicher erreicht und andererseits gut zerspanbar ist.

Bei außerhalb der Erfindung liegenden Stählen, welche die für den Härtefaktor Hf erfindungsgemäß zu beachtenden Bedingungen nicht erfüllen, wird diese Eigenschaftskombination dagegen nicht erreicht.

Vergleichbares erweist sich im Zusammenhang mit dem für den Schweißbarkeitsfaktor Sf erfindungsgemäßer Stähle einzuhaltenden Wert. So weisen die Vergleichsstähle, deren Schweißfaktor Sf jeweils oberhalb des erfindungsgemäß vorgesehenen Grenzwertes liegen, ein deutlich schlechteres Schweißverhalten auf als erfindungsgemäße Stähle. Dies zeigt sich insbesondere in dem Auftreten von Schweißrissen, zu deren Vermeidung bei den nicht erfindungsgemäßen Stählen eine aufwendige Vorwärmung und Nachbehandlung notwendig ist.

Schließlich belegen die Beispiele, daß durch die erfindungsgemäße Beschränkung der Gehalte an korngrenzenwirksamen Elementen, wie Cu, Sn, As, Al, P und N bei den Stählen A, B, C der jeweilige Versprödungsfaktor KGf niedrig gehalten und damit einhergehend eine für Stähle der in Rede stehenden Art gute Zähigkeit erreicht worden ist.

Erfindung: Stahl C N Si Mn P S Cr Mo Ni Cu Al Ti Nb V B Sn As Ca A 0,04 0,034 0,42 1,32 0,019, 0,113, 10,53 0,21 0,14 0,18 0,005 <0,001 0,151 0,05 0,0002 0,021 0,007 0,0034 B 0,07 0,051 0,78 1,45 0,017 0,133 10,36 0,09 0,45 0,07 0,002 <0,001 0,324 0,11 0,0001 0,009 0,011 0,0091 C 0,06 0,067 0,28 1,24 0,024 0,127 11,89 0,11 0,24 0,14 0,014 <0,001 0,391 0,05 0,0002 0,018 0,005 0,0054 Vergleich: Stahl C N Si Mn P S Cr Mo Ni Cu Al Ti Nb V B Sn As Ca D 0,04 0,021 0,99 0,82 0,017 0,161 12,45 0,04 0,44 0,89 0,013 <0,001 0,001 0,02 0,0011 0,037 0,022 <0,0001 E 0,34 0,005 0,34 1,15 0,029 0,054 16,12 0,04 0,54 0,28 0,006 <0,001 0,001 0,01 0,0005 0,022 0,008 0,0027 F 0,36 0,008 0,15 0,89 0,018 0,001 15,28 1,08 0,45 0,22 0,25 0,001 0,001 0,02 0,0001 0,038 0,027 <0,0001 G 0,38 0,001 0,57 0,66 0,036 0,091 13,84 0,02 1,56 1,24 0,006 0,023 0,782 0,22 0,0050 0,036 0,018 0,0020 Angaben in Masse-%<BR> Tabelle 1 Erfindung Stahl Härte Se KGf R, [HB] A 395 3,28 0,76 0, 0889 B 380 3,04 0,42 0, 0646 C 370 3,54 0,69 0,0552 Vergleich Stahl Härte Sf KGf Hf [HB] D 330 5,12 2,95 0,1099 E 300 5,10 1,09 0,1099 F 315 4,99 0,98 0,1099 G 325 6, 48 4, 06 0, 0005 Tabelle 2