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Die
Erfindung betrifft einen austenitischen Manganstahl sowie ein Verfahren
zur Herstellung eines austenitischen Manganstahls.
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Mangan-Austenite
sind Leichtbaustähle,
die gleichzeitig eine hohe Festigkeit und eine hohe Dehnbarkeit
aufweisen. Dies macht Mangan-Austenite zu einem Werkstoff mit großem Potential
in der Fahrzeugindustrie. Hohe Werkstofffestigkeiten ermöglichen
eine Reduzierung des Karosseriegewichts, wodurch der Kraftstoffverbrauch
gesenkt werden kann. Eine hohe Dehnungsfähigkeit und Stabilität der Stähle ist
sowohl für
die Herstellung der Karosserieteile als auch für deren Crash-Verhalten von Bedeutung.
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Bekannt
sind TRIP-Stähle
(TRansformation Induced Plasticity), die zunehmend in der Automobilindustrie
Verwendung finden. TRIP-Stähle
erreichen hohe Zugfestigkeiten bis über 1000 MPa und können Dehnbarkeiten
bis etwa 30% aufweisen. Aufgrund dieser hohen mechanischen Eigenschaften
können
dünnere
Bleche und damit eine Reduzierung des Karosseriegewichts im Fahrzeugbau
erreicht werden. TRIP-Stahl besteht aus mehreren Phasen von Eisen-Kohlenstoff-Legierungen,
im Wesentlichen aus Ferrit, Bainit und kohlenstoffreichem Rest-Austenit.
Der TRIP-Effekt basiert auf der verformungsinduzierten Umwandlung
des Rest-Austenits in die hochfeste martensitische Phase (α-Martensit) und kann
gezielt durch Beimengung der Legierungselemente Aluminium und Silizium
beeinflusst werden.
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Die
kürzlich
entwickelten TWIP-Stähle
unterscheiden sich von den TRIP-Stählen dadurch, dass sie eine
höhere
Bruchdehnung (50% und mehr) aufweisen. Die Abkürzung TWIP steht für ”TWinning
Induced Plasticity”,
also eine Plastizität,
die durch Zwillingsbildung induziert wird. Die besondere Dehnbarkeit
von TWIP-Stählen
wird durch verschiedene Mechanismen im Kristallgefüge hervorgerufen,
beispielsweise durch verformungsinduziert Umklappprozesse der Gitterstruktur,
die an Gitterfehlern auftreten können
und regelmäßig gespiegelte
Kristallbereiche (sogenannte Zwillinge) entstehen lassen. Aufgrund
der besonders hohen Dehnbarkeit eignen sich TWIP-Stähle
hervorragend zur Herstellung von Blechen in der Fahrzeugindustrie,
insbesondere für
unfallrelevante Bereiche der Karosserie. TWIP-Stähle haben ein austenitisches
Gefüge
und zeichnen sich durch einen hohen Mangangehalt und relativ hohe
Legierungszusätze
von Aluminium und Silizium aus.
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Die
mechanischen Eigenschaften von Stählen können infolge einer Einlagerung
von Wasserstoff in das Metallgitter degradieren. Dieser Effekt ist
als Wasserstoffversprödung
bekannt. Er kann eine Materialermüdung bis hin zur wasserstoffinduzierten
Rissbildung zur Folge haben und dazu führen, dass der Stahl mit der
Zeit deutlich an Festigkeit verliert. Nachteilig ist ferner, dass
die Neigung eines Stahls zur Wasserstoffversprödung häufig zu Schwierigkeiten bei
der Stahlherstellung und zu Einschränkungen bei dem Bauteildesign führt. Denn
bei der Herstellung eines zur Wasserstoffversprödung neigenden Stahls müssen Vorkehrungen
gegen eine übermäßige Einlagerung
von Wasserstoff in das Gefüge
getroffen werden und die Umformbarkeit eines zur Wasserstoffversprödung neigenden
Stahls kann vermindert sein.
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Eine
der Erfindung zugrunde liegende Aufgabenstellung kann darin bestehen,
einen hochfesten, gut umformbaren Stahl mit geringer Neigung zur
Wasserstoffversprödung
zu schaffen. Ferner zielt die Erfindung darauf ab, ein Verfahren
zur Herstellung eines Stahls mit den genannten Eigenschaften anzugeben.
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Die
der Erfindung zugrunde liegende Aufgabenstellung wird durch die
Merkmale der unabhängigen Ansprüche gelöst. Vorteilhafte
Ausgestaltungen und Weiterbildungen sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
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Erfindungsgemäß wurde
festgestellt, dass durch Erzielung einer gleichmäßigen Verteilung der Legierungselemente
C, Mn und Al im Werkstoff die Neigung zur Wasserstoffversprödung reduziert
werden kann. Dies bietet eine Reihe von Vorteilen: Da die Wasserstoffversprödung nicht
mehr so kritisch ist, können
Herstellungsprozesse vereinfacht oder neue Herstellungsvarianten
eingesetzt werden. Durch die erfindungsgemäße homogene Mischkristallbildung
und eine optionale Härtung
kann eine sehr gleichmäßige Verteilung
der mechanischen Eigenschaften in der Gefügematrix erreicht werden. Aufgrund
der weitgehenden Seigerungsfreiheit des erfindungsgemäßen Stahls
in Bezug auf die Elemente C, Mn und Al sind bei der Stahlherstellung
geringere Legierungssicherheitszuschläge erforderlich, um in Dendriten
und Restschmelze die notwendigen Konzentrationen dieser Elemente
nicht zu unterschreiten. Darüber
hinaus bewirkt die höhere
Beständigkeit des
erfindungsgemäßen Manganstahls
gegenüber
Wasserstoffversprödung
eine verbesserte Umformbarkeit des erfindungsgemäßen Manganstahls, wodurch im
Vergleich zum konventionellen Werkstoff geringere Einschränkungen
beim Bauteildesign ermöglicht
werden.
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Der
erfindungsgemäße Manganstahl
zeichnet sich durch einen relativ niedrigen C-Gehalt sowie Gehalte
von Mn, Si und Al innerhalb von Bereichsgrenzen aus, die in den
unabhängigen
Ansprüchen
angegeben sind. Demnach weist der erfindungsgemäße Manganstahl eine chemische
Zusammensetzung in Gewichtsangaben von 0,01% < C < 0,40%,
10,0% < Mn < 23,0%, 0,0% < Si < 5,0%, 0,0% < Al < 4,0% und der Rest
Eisen einschließlich
weiterer stahlbegleitender Elemente auf. Diese Legierungszusammensetzung
ermöglicht
die Herstellung eines weitgehend mikroseigerungsfreien Hochmanganstahls,
wobei die erfindungsgemäße Mikroseigerungsfreiheit
dadurch zum Ausdruck gebracht wird, dass die Seigerungskoeffizienten
für C,
Mn und Al jeweils zwischen 0,9 und 1,1 liegen. Der Seigerungskoeffizient
ist ein Maß für die Entmischung
des Strahls in Bezug auf seine Legierungselemente und wird durch
das Verhältnis
zwischen der Konzentration (Löslichkeit) eines
betrachteten Legierungselementes in der flüssigen und in der festen Phase
definiert. Erfindungsgemäß wurde
festgestellt, dass die Seigerungsfreiheit speziell für die Elemente
C, Mn und Al einen deutlichen Einfluss auf die Verminderung der
Neigung des Stahls zur Wasserstoffversprödung hat.
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Vorzugsweise
liegt der Seigerungskoeffizient für Si ebenfalls zwischen 0,9
und 1,1, d. h. auch für
Si wird ein hohes Maß an
Segregationsfreiheit garantiert.
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Bevorzugte
Bereiche der erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzung
sind 0,01% < C < 0,08% und/oder
15,0 < Mn < 23,0% und/oder
0,0% < Al < 3,5%.
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Herstellungstechnisch
ist es vorteilhaft, wenn der Manganstahl aus der Flüssigstahlphase
mit einer Abkühlrate
größer als
40°C/s,
insbesondere größer als
100°C/s
abgekühlt
wird. Dadurch wird die Gleichmäßigkeit
der Elementverteilung im Werkstoff gefördert.
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Die
Erfindung wird nachfolgend anhand der Beschreibung unter Bezugnahme
auf die Zeichnungen in beispielhafter Weise näher erläutert. In den Zeichnungen zeigen:
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1A–1C mikroskopische
Schnittbildaufnahmen eines konventionellen Hochmanganstahls; und
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2A–2C mikroskopische
Schnittbildaufnahmen eines erfindungsgemäßen Hochmanganstahls.
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Im
Folgenden werden TRIP- und TWIP-Stähle beschrieben, die hohe Zugfestigkeiten
bei gleichzeitig hohen Werten der Bruchdehnung aufweisen. Die mechanischen
Eigenschaften solcher hochlegierten Leichtbaustähle werden hauptsächlich durch
die Gehalte der Legierungselemente C, Mn, Si und Al in der Eisenmatrix
beeinflusst, wobei übliche
stahlbegleitende Elemente wie P, N, Cr, Ni, Nb, Ti, V, S, Cu, Mo,
Sn, Zr, As, B, Co, Sb, Ca und weitere Elemente ebenfalls dem Werkstoff
in unterschiedlichen Konzentrationen zugemengt sein können.
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Die
großindustrielle
Stahlherstellung umfasst als ersten Schritt die Roheisenerzeugung
im Hochofen, mit einem Schmelzreduktionsverfahren oder im Lichtbogenofen.
Die dabei erzeugte Metallschmelze wird geeignet legiert und mittels
verschiedener Gießtechniken
wie beispielsweise Blockguss, Gießwalzen, Dünnbandgießen oder Stranggießen weiterverarbeitet.
Der beim Gießen
erzeugte Stahlkörper
wird Halbzeug genannt und kann z. B. in Form von Brammen realisiert
sein. Die erfindungsgemäßen Stähle können beispielsweise sowohl
als Dünnbramme
mit z. B. einer Dicke von etwa 50 mm, einer Gießgeschwindigkeit von etwa 6
m/min und einer Gesamtverfestigungszeit von etwa 45 s oder als Dickbramme
mit einer Brammendicke von etwa 220 mm, einer Gießgeschwindigkeit
von etwa 2 m/min und einer Gesamtverfestigungszeit von etwa 1070
s hergestellt werden. Es ist auch möglich, Stahlbänder im
Direktgussverfahren herzustellen, die eine Dicke von z. B. 1,6 mm,
eine Gießgeschwindigkeit
von etwa 80 m/min und eine Gesamtverfestigungszeit von etwa 0,15
s aufweisen.
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Beim
Gießvorgang
kommt es zu der Erstarrung der Stahlschmelze unter Ausbildung eines
Primärgefüges. Nahe
der Erstarrungsfront weist die Schmelze üblicherweise keine konstante
chemische Zusammensetzung auf. Die Erstarrung erfolgt üblicherweise
dendritisch, wobei die zuerst erstarrenden Bereiche (Dendriten) ärmer an
Kohlenstoff und anderen Legierungselementen sind als die interdendritischen
Zwischenräume, die
mit Kohlenstoff und anderen Legierungselementen angereichert sind.
Die sich dadurch ergebenden Konzentrationsunterschiede werden in
der Stahltechnologie als Primärseigerung
oder Mikroseigerung bezeichnet. Die Seigerungsrichtung kann unterschiedlich
sein, d. h. es ist auch möglich,
dass ein Legierungselement in den Dendriten stärker angereichert ist als in
den interdendritischen Zwischenräumen
(sogenannte Restschmelzenbereiche). Eine Entmischung (Seigerung),
bei welcher die Restschmelzenbereiche stärker mit einem Legierungselement
angereichert sind als die Dendriten, wird als positive Seigerung
bezeichnet, während eine
Entmischung, bei welcher entgegengesetzte Konzentrationsverhältnisse
vorliegen (Anreicherung des Legierungselements in den Dendriten
höher als
in den Restschmelzenbereichen), als negative Seigerung bekannt ist.
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Die
Erfindung beruht auf der Erkenntnis, dass mit geeigneten Legierungskompositionen
und gegebenenfalls mit geeigneten Gießparametern ein im Wesentlichen
segregationsfreier Hochmangangstahl geschaffen werden kann, d. h.
ein Stahl, bei welchem das Auftreten von Entmischungen weitestgehend
unterbunden ist, sodass der Stahl mikroskopisch betrachtet als weitestgehend
homogen bezeichnet werden kann und daher auch eine weitestgehend
konstante chemische Zusammensetzung aufweist.
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Es
hat sich gezeigt, dass ein solcher weitestgehend mikroseigerungsfreier
Hochmanganstahl eine wesentliche geringere Neigung zur Wasserstoffversprödung aufweist
als vergleichbare konventionelle Hochmanganstähle. Es wird vermutet, dass
die bessere Resistenz gegenüber
Wasserstoffversprödung
darauf zurückzuführen ist,
dass im erfindungsgemäßen Stahl
wesentlich feinere Ausscheidungen als die üblichen, relativ großen Ausscheidungen
auftreten und diese feinen Ausscheidungen dem erfindungsgemäßen Stahl
ein besseres Trapping-Verhalten gegenüber atomarem Wasserstoff verleihen.
Dadurch wird die Versprödung
und Rissbildung im Stahlgefüge
vermieden.
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Die 1A bis 1C zeigen
mikroskopische Schnittaufnahmen einer nicht erfindungsgemäßen Probe
aus einem Stahlkörper
nach seiner Erstarrung. Die Erstarrungsrichtung verläuft dabei
von unten nach oben, d. h. die untere Seite der 1A bis 1C ist
diejenige Seite des Stahlkörpers,
die der Kokillenwand (Wärmesenke)
zugewandt ist. In horizontaler Richtung ergeben sich keine Unterschiede,
da die Probe bezüglich der Horizontaldimension
aus einem mittleren Bereich eines gegossenen Stahlkörpers entnommen
wurde.
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In
den Schnittbildern der 1A, 1B und 1C sind
die Konzentrationen von Si, Mn bzw. Al als Graustufenbild sichtbar
gemacht. Die Darstellungen zeigen Mikroseigerung in der Form eines
orientiert dendritisch erstarrten Gefüges.
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In
Tabelle 1 sind die zugehörigen
Konzentrationen der Elemente Si, Mn und Al in den Dendritenkernen und
in den und in den Bereichen zwischen den Dendriten (Restschmelzenbereich)
in Gew.-% angegeben. Ferner ist der durchschnittliche Gehalt der
Legierungselemente (Mittel) angegeben. Tabelle 1
| | Si | Mn | Al |
| Mittel | 3,07 | 20,36 | 2,25 |
| Dendritenkern | 2,21 | 17,44 | 2,59 |
| Restschmelzenbereich | 4,98 | 28,68 | 1,77 |
| Seigerungsrichtung | + | + | - |
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Es
wird deutlich, dass teilweise gravierende Konzentrationsunterschiede
der Legierungselemente in den Dendritenkernen und im Restschmelzenbereich
auftreten. Der Seigerungskoeffizient eines Legierungselements ist
durch die Gleichung k = cliquid/csolid, definiert, wobei cliquid die
Konzentration des Legierungselements im Restschmelzenbereich und
csolid die Konzentration des Legierungselements
im Dendritenkern angeben. Bei dem in den 1A bis 1C gezeigten Beispiel
betragen die Seigerungskoeffizienten kSi =
2,25, kMn = 1,64 und kAl =
0,68.
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Ferner
ist ersichtlich, dass Silizium und Mangan positiv seigern, während Aluminium
negativ seigert. Dendriten sind in den 1A und 1B daher
durch die helleren Bereiche dargestellt, während in 1C die
Dendriten als dunklere Bildbereiche erkennbar sind. Es wird deutlich,
dass die Dendriten im Mittel eine Länge von mehreren Mikrometern
aufweisen und vielfach länger
als 5 oder sogar 10 μm
sind.
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Der
in den 1A bis 1C gezeigte
und in Tabelle 1 angegebene Stahl wies eine hohe Neigung zur Wasserstoffversprödung auf.
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2A, 2B und 2C zeigen
Darstellungen entsprechend den 1A, 1B bzw. 1C, denen
jedoch eine Probe aus einem erfindungsgemäßen Hochmanganstahl zugrunde
lag. Die Probencharakterisierung entspricht den Angaben zu den 1A bis 1C.
Es ist erkennbar, dass die Ausscheidungen bei Si, Mn und Al hier
wesentlich feiner als in den 1A bis 1C sind.
Ein dendritisch entmischtes Metallgefüge unter Ausbildung von Anhäufungen
von größeren, strukturierten
Ausscheidungen (Dendriten) tritt nicht auf. Stattdessen sind feine,
dispersive Ausscheidungen erkennbar. Es kommt also nicht zur Ausbildung
grober, agglomerierter Ausscheidungen. Die Ausscheidungen scheinen
in der Gittermatrix zufällig
verteilt zu sein, keine besondere geometrische Struktur (Formgebung)
aufzuweisen und es ist keine Orientierung dieser Ausscheidungen
zueinander erkennbar.
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In
Tabelle 2 sind die Konzentrationen der Elemente Si, Mn und Al in
den Dendritenkernen und in den Bereichen zwischen den Dendriten
(Restschmelzenbereichen) in Gew.-% für den in den
2A–C dargestellten
Stahl angegeben. Ferner ist der durchschnittliche Gehalt der Legierungselemente
(Mittel) angegeben. Tabelle 2
| | Si | Mn | Al |
| Mittel | 0,37 | 20,58 | 2,98 |
| Dendritenkern | | | |
| Restschmelzenbereich | | | |
| Seigerungsrichtung | ~0 | ~0 | ~0 |
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Angaben
zur Konzentration der Legierungselemente in den Dendritenkernen
bzw. Restschmelzbereichen sind aufgrund der fehlenden Unterscheidbarkeit
dieser Bereiche nicht möglich.
Mit anderen Worten ist in den 2A–C keine
Seigerung erkennbar. Der Seigerungskoeffizient liegt bei nicht beobachtbarer
Seigerung im Idealfall (d. h. bei einer perfekt gleichmäßigen Konzentration
des betrachteten Elements) per Definition bei 1. In der Praxis ist
von einer Variation der Konzentrationen zwischen ”Innen” und ”Außen” von weniger
als etwa 10%, d. h. von einem Seigerungskoeffizienten für C, Mn,
Al und optional Si zwischen 0,9 und 1,1 auszugehen.
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Es
wird deutlich, dass die Seigerungsrichtung für alle drei Legierungselemente
Si, Mn und Al ungefähr 0
beträgt.
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In
der Tabelle 3 sind die Konzentrationen der Elemente C, Mn, Si und
Al in Gew.-% für
unterschiedliche Stahlproben angegeben, wobei zum besseren Überblick
Proben mit ähnlichen
Konzentrationen mit gleichen Ziffern und den Buchstaben a, b bezeichnet
wurden. Die Stahlproben wurden aus der Schmelze mit einer Abkühlrate von
mehr als 40°C/s
abgekühlt.
Bei den Proben 1a, 1b und 5 handelt es sich um erfindungsgemäße Stähle, die
keine bzw. nur eine relativ geringe Mikroseigerung in Bezug auf
die Legierungselemente C, Mn und Al aufwiesen. Auch für Si tritt
bei den erfindungsgemäßen Proben
nur eine geringe oder verschwindende Mikroseigerung auf, wobei jedoch
davon ausgegangen wird, dass für
den angestrebten Effekt (Reduzierung der Wasserstoffversprödung) die
Mikroseigerungsfreiheit in Bezug auf C, Mn und Al wichtiger als
in Bezug auf Si ist. Die Probe 1a ist die in den
2A–C dargestellte
Probe. Die in den
2A–C exemplarisch anhand der Probe
1a gezeigte Mikroseigerungsfreiheit bezüglich Si, Mn und Al ist auf
Schnittbilddarstellungen der weiteren erfindungsgemäßen Proben
1b und 5 in gleicher Weise erkennbar. Die Mikroseigerungsfreiheit
bezüglich
C beruht darauf, dass Kohlenstoff durch Diffusionsprozesse im Verlauf
der Probenabkühlung
stets gleichmäßig verteilt
ist. Tabelle 3
| Probe
Nr. | C | Mn | Si | Al | Seigerung |
| 1a | 0,04 | 20,58 | 0,37 | 2,98 | keine |
| 1b | 0,04 | 20,59 | 0,37 | 2,69 | keine |
| 2 | 0,44 | 20,37 | 0,86 | 3,10 | normal |
| 3 | 0,08 | 25,12 | 0,75 | 3,95 | normal |
| 4a | 0,36 | 25,68 | 0,37 | 3,07 | normal |
| 4b | 0,38 | 25,84 | 0,36 | 3,08 | normal |
| 5 | 0,05 | 19,76 | 3,47 | 3,07 | keine |
| 6a | 0,45 | 20,57 | 2,95 | 2,25 | normal |
| 6b | 0,46 | 20,36 | 3,07 | 2,24 | normal |
| 7a | 0,10 | 25,47 | 2,92 | 2,69 | inverse |
| 7b | 0,10 | 25,52 | 3,03 | 2,98 | inverse |
| 8a | 0,38 | 25,82 | 3,33 | 4,12 | beide |
| 8b | 0,38 | 25,06 | 4,20 | 3,39 | beide |
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Ferner
ist in der Tabelle 3 für
die nicht erfindungsgemäßen Proben
der Nummern 2 bis 4b und 6a bis 8b die Seigerung für die Legierungselemente
C, Mn, Si und Al angegeben. Die erfindungsgemäßen Proben der Nummern 1a,
1b und 5 weisen keine Seigerung auf, die Proben der Nummern 2 bis
4b und 6a, 6b weisen eine normale Seigerung auf, die Proben der
Nummern 7a, 7b zeigen eine inverse Seigerung und die Proben der
Nummern 8a, 8b weist beide Seigerungsrichtungen auf. Dabei bezeichnet
der Begriff ”normale
Seigerung” die
Seigerung, wie sie bisher bekannt und beobachtet wurde (Si positiv,
Mn positiv und Al negativ), ”inverse Seigerung” bezeichnet
die bisher in der Fachwelt nicht bekannte Beobachtung (Si negativ,
Mn negativ und Al positiv) und ”beide
Seigerungen” bedeutet,
dass in eng benachbarten Bereichen der Probe sowohl normale als auch
anomale, d. h. z. B. inverse Seigerung beobachtet wurden.
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Aus
der Tabelle 3 ist ersichtlich, dass sämtliche Proben mit einem hohen
C-Gehalt von ungefähr
0,4% (Proben Nr. 2, 4a, 4b, 6a, 6b und 8a, 8b) nicht mikroseigerungsfrei
sind, d. h. keine erfindungsgemäßen Ausführungsbeispiele
darstellen. Die ebenfalls nicht erfindungsgemäßen Proben Nr. 3, 7a und 7b
weisen einen vergleichsweise geringen C-Gehalt von etwa 0,1% auf,
der etwa doppelt so hoch wie der C-Gehalt der erfindungsgemäßen Proben
Nr. 1a, 1b und 5 ist. Ein Vergleich der (erfindungsgemäßen) Proben
Nr. 1a, 1b und der (nicht erfindungsgemäßen) Probe Nr. 3 zeigt, dass
letztere auch einen höheren
Mn-Gehalt von etwa 25% und einen höheren Al-Gehalt von etwa 4,0%
aufweist. Ein Vergleich der (erfindungsgemäßen) Probe Nr. 5 mit der (nicht
erfindungsgemäßen) Probe
Nr. 7 macht deutlich, dass neben dem erhöhten C-Gehalt eine Erhöhung des Mangan-Gehalts
von etwa 20% auf etwa 25% bei ansonsten in etwa übereinstimmenden Konzentrationen
der Legierungselemente Si und Al ebenfalls zur Entmischung des Stahlgefüges führt. Ferner
ist bei einem Vergleich der erfindungsgemäßen Proben Nr. 1a, 1b und 5
auffällig,
dass der erfindungsgemäße Effekt
(Seigerungsfreiheit) für
die Elemente C, Si, Mn und Al bei stark unterschiedlichen Si-Konzentrationen
erreichbar ist. Die in der Tabelle 3 genannten Werte sind auch jeweils
als untere oder obere Bereichsgrenzen für die zugehörigen Elemente offenbart, d.
h. Seigerungsfreiheit ist anhand der Proben 1a, 1b und 5 für Al z.
B. im Bereich von 2,69% bis 3,07%, für C z. B. im Bereich von 0,04%
bis 0,05%, für
Mn z. B. im Bereich von 19,76% bis 20,59% und für Si z. B. im Bereich von 0,37%
bis 3,47% offenbart.
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Versuche
deuten darauf hin, dass möglicherweise
Wechselwirkungen zwischen den einzelnen Legierungselementen (insbesondere
zwischen C, Mn und Al, von geringerer Bedeutung dürfte Si
sein) die Seigerungsfreiheit des erfindungsgemäßen Hochmanganstahls beeinflussen
können.
Ferner wirkt sich eine Erhöhung
der Abkühlgeschwindigkeit
nach dem Gießen
vorteilhaft auf die Homogenität
der erzielten Gefügestruktur
aus. Insbesondere können
Abkühlraten
von mehr als 40°C/s
oder sogar 100°C/s
die Mikroseigerungsfreiheit der erzeugten Proben günstig beeinflussen.
