DE60318478T2

DE60318478T2 - Verfahren zum herstellen eines abriebfesten stahlblechs und so hergestelltes stahlblech

Info

Publication number: DE60318478T2
Application number: DE60318478T
Authority: DE
Inventors: Jean Beguinot; Jean-Georges Brisson
Original assignee: Industeel Creusot
Current assignee: Industeel Creusot
Priority date: 2002-11-19
Filing date: 2003-11-13
Publication date: 2008-12-11
Anticipated expiration: 2023-11-14
Also published as: CN100348738C; AR042073A1; UA78624C2; PL375543A1; RU2005119205A; FR2847272A1; CN1714159A; AU2003295014A1; US7713362B2; PL202086B1; US20060162826A1; RU2326179C2; ATE382716T1; EP1563105A1; CA2506349A1; ZA200504150B; KR101010571B1; KR20050083903A; DE60318478D1; AU2003295014B2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen abriebfesten Stahl und sein Herstellungsverfahren.
Es sind Stähle mit hoher Abriebfestigkeit bekannt, deren Härte ungefähr 600 Brinell beträgt. Diese Stähle enthalten 0,4% bis 0,6% Kohlenstoff und 0,5% bis 3% wenigstens eines Legierungselements wie etwa Mangan, Nickel, Chrom und Molybdän, und sie sind so gehärtet, dass sie eine vollständig martensitische Struktur aufweisen. Diese Stähle lassen sich jedoch sehr schwer schweißen und schneiden. Um diesen Nachteilen abzuhelfen, ist vorgeschlagen worden, insbesondere in EP 0 739 993 , für die gleichen Anwendungen einen weniger harten Stahl zu nehmen, dessen Kohlenstoffanteil ungefähr 0,27% beträgt und der eine gehärtete Struktur aufweist, die eine beachtliche Menge Restaustenit enthält. Aber dennoch bleiben diese Stähle schwer zu schweißen oder zu schneiden.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, diesen Nachteilen abzuhelfen, indem sie ein abriebfestes Stahlblech schafft, dessen Abriebfestigkeit mit jener von bekannten Stählen vergleichbar ist, wobei jedoch seine Schweißbarkeit und seine Eignung zum thermischen Schneiden besser sind.
Dazu hat die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines Teils und insbesondere eines Blechs aus abriebbeständigem Stahl zum Gegenstand, dessen chemische Zusammensetzung in Gew.-% enthält:
0,24% ≤ C < 0,35%
0% ≤ Si ≤ 2%
0% ≤ Al ≤ 2%
0,5% ≤ Si + Al ≤ 2%
0% ≤ Mn ≤ 2,5%
0% ≤ Ni ≤ 5%
0% ≤ Cr ≤ 5%
0% ≤ Mo ≤ 1%
0,1% ≤ Mo + W/2 ≤ 1%
0% ≤ Cu ≤ 1,5%
0% ≤ B ≤ 0,02%
0% ≤ Ti ≤ 1,1%
0% ≤ Zr ≤ 2,2%
0,35% < Ti + Zr/2 ≤ 1,1%
0% ≤ S ≤ 0,15%
N < 0,03%

– eventuell wenigstens ein Element aus Nb, Ta und V in Anteilen, derart, dass Nb/2 + Ta/4 + V ≤ 0,5%,
– eventuell wenigstens ein Element aus Se, Te, Ca, Bi und Pb in Anteilen, die kleiner oder gleich 0,1% sind,

^1/2

Gemäß diesem Verfahren wird das Teil oder das Blech einer thermischen Härtungsbearbeitung unterworfen, die in der Wärme zum Warmformen wie etwa dem Walzen oder nach der Austenitisierung durch erneutes Erhitzen in einem Ofen ausgeführt wird, wobei das Verfahren umfasst:

– Abkühlen des Teils oder des Blechs mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von mehr als 0,5°C/s zwischen einer Temperatur oberhalb von AC₃ und einer Temperatur im Bereich von T = 800 – 270 × C* – 90 × Mn – 37 × Ni – 70 × Cr – 83 × (Mo + W/2) und T – 50°C, wobei die Temperatur in °C ausgedrückt ist und die Anteile an C*, Mn, Ni, Cr, Mo und W in Gew.-% ausgedrückt sind,
– dann Abkühlen des Teils oder des Blechs mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit im Kern Vr < 1150xep^–1,7 (in °C/s) und höher als 0,1°C/s zwischen der Temperatur T und 100°C, wobei ep die Dicke des Teils oder des Blechs, ausgedrückt in mm, ist,
– und Abkühlen des Teils oder des Blechs bis auf Umgebungstemperatur und eventuell Ausführen eines Kaltnachwalzens.

Gegebenenfalls kann auf das Härten ein Anlassen bei einer Temperatur, die niedriger als 350°C und vorzugsweise niedriger als 250°C ist, folgen.
Die Erfindung betrifft außerdem ein Teil, insbesondere ein Blech, das insbesondere durch dieses Verfahren erhalten wird, wobei der Stahl eine martensitische oder bainitische Struktur hat, wobei diese Struktur 5% bis 20% zurückbehaltenen Austenit und Carbide enthält. Die Dicke des Blechs kann im Bereich zwischen 2 mm und 150 mm sein, und seine Ebenheit zeichnet sich durch einen Durchhang kleiner oder gleich 12 mm/m und vorzugsweise kleiner als 5 mm/m aus.
Die Erfindung wird nun genauer, jedoch nicht einschränkend beschrieben und durch Beispiele veranschaulicht.
Um ein erfindungsgemäßes Blech herzustellen, wird ein Stahl produziert, dessen chemische Zusammensetzung in Gew.-% enthält:

– 0,24% bis 0,35% Kohlenstoff, um die Bildung einer großen Menge von Carbiden zu ermöglichen und eine ausreichende Härte zu erhalten, während gleichzeitig die Schweißbarkeit ausreichend ist, wobei vorzugsweise der Kohlenstoffanteil kleiner als 0,325% und besser kleiner als 0,3% ist.
– 0% bis 1,1% Titan, 0% bis 2,2% Zirconium. Die Summe Ti + Zr/2 soll größer als 0,35% und vorzugsweise größer als 0,4% und noch besser größer als 0,5% sein, damit eine große Menge grobkörniger Carbide gebildet wird. Jedoch soll diese Summe kleiner als 1,1% bleiben, um nach der Bildung der Carbide noch genügend Kohlenstoff in Lösung in der Matrix zu haben. Vorzugsweise soll diese Summe kleiner als 1% und besser kleiner als 0,9% und noch besser kleiner als 0,7% bleiben, wenn es erforderlich ist, die Festigkeit des Materials zu begünstigen. Daraus ergibt sich, dass der Titananteil vorzugsweise kleiner als 1% bleiben muss und besser kleiner als 0,9% oder sogar kleiner als 0,7% und der Zirconiumanteil vorzugsweise kleiner als 2% bleiben muss und besser kleiner als 1,8%, sogar kleiner 1,4%.
– 0% (oder Spuren) bis 2% Silicium und 0% (oder Spuren) bis 2% Aluminium, wobei die Summe Si + Al im Bereich zwischen 0,5% und 2% und vorzugsweise größer als 0,7% ist. Diese Elemente, die Desoxidationsmittel sind, bewirken außerdem, dass der Erhalt eines stark kohlenstoffhaltigen metastabilen Restaustenits begünstigt wird, dessen Umwandlung in Martensit mit einer erheblichen Volumenvergrößerung einhergeht, wodurch die Verankerung von Titan- oder Zirconiumcarbiden begünstigt wird.
– 0% (oder Spuren) bis 2% oder sogar 2,5% Mangan, 0% (oder Spuren) bis 4% oder sogar 5% Nickel und 0% (oder Spuren) bis 4% oder sogar 5% Chrom, um eine ausreichende Härtbarkeit zu erhalten und die verschiedenen mechanischen Eigenschaften oder Gebrauchseigenschaften einzustellen. Insbesondere Nickel wirkt sich günstig auf die Festigkeit aus, jedoch ist dieses Element teuer. Chrom bildet ebenfalls feinkörnige Carbide im Martensit oder im Bainit.
– 0% (oder Spuren) bis 1% Molybdän und 0% (oder Spuren) bis 2% Wolfram, wobei die Summe Mo + W/2 im Bereich zwischen 0,1% und 1% ist und vorzugsweise kleiner als 0,8% oder besser kleiner als 0,6% bleibt. Diese Elemente verbessern die Härtbarkeit und bilden im Martensit oder im Bainit härtende feinkörnige Carbide, insbesondere durch Ausscheidung durch Selbstanlassen während des Abkühlens. Es ist nicht erforderlich, einen Anteil von 1% Molybdän zu überschreiten, um die gewünschte Wirkung insbesondere hinsichtlich der Ausscheidung von härtenden Carbiden zu erzielen. Das Molybdän kann vollständig oder teilweise durch das doppelte Gewicht an Wolfram ersetzt werden. Trotzdem wird diese Substitution in der Praxis nicht angestrebt, denn sie bietet keinen Vorteil im Vergleich zu Molybdän und ist teurer.
– eventuell 0% bis 1,5% Kupfer. Dieses Element kann eine zusätzliche Härtung mit sich bringen, ohne die Schweißbarkeit zu verbessern. Jenseits von 1,5% hat es keine wesentliche Wirkung mehr, es erzeugt Probleme beim Warmwalzen und kostet unnötig viel.
– 0% bis 0,02% Bor. Dieses Element kann wahlweise zugesetzt werden, um die Härtbarkeit zu verbessern. Damit diese Wirkung erzielt wird, sollte der Boranteil vorzugsweise höher als 0,0005% oder besser 0,001% sein, wobei es nicht erforderlich ist, 0,01% deutlich zu überschreiten.
– bis zu 0,15% Schwefel. Dieses Element ist ein Rückstand, der im Allgemeinen auf 0,005% oder weniger begrenzt ist; jedoch kann sein Anteil absichtlich erhöht werden, um die Bearbeitbarkeit zu verbessern. Es ist zu beachten, dass in Gegenwart von Schwefel der Mangananteil größer als das Siebenfache des Schwefelanteils sein sollte, um Probleme bei der Warmumformung zu vermeiden.
– eventuell wenigstens ein Element aus Niob, Tantal und Vanadium, in Anteilen, derart, dass Nb/2 + Ta/4 + V kleiner als 0,5% bleibt, damit relativ grobkörnige Carbide gebildet werden, die die Abriebbeständigkeit verbessern. Jedoch sind die Carbide, die von diesen Elementen gebildet werden, weniger wirksam als jene, die von Titan oder Zirconium gebildet werden; deshalb werden sie wahlweise und in einer begrenzten Menge zugesetzt.
– eventuell ein oder mehrere Elemente aus Selen, Tellur, Calcium, Wismut und Blei in Anteilen, die jeweils kleiner als 0,1% sind. Diese Elemente sollen die Bearbeitbarkeit verbessern. Es ist zu beachten, dass dann, wenn der Stahl Se und/oder Te enthält, in Anbetracht des Schwefelanteils der Mangananteil dafür ausreichen muss, dass sich Manganselenide oder -telluride bilden können.
– wobei der Rest Eisen und Verunreinigungen, die aus der Herstellung resultieren, umfasst. Von den Verunreinigungen ist insbesondere der Stickstoff zu nennen, dessen Anteil vom Herstellungsprozess abhängt, aber im Allgemeinen 0,03% nicht überschreitet. Dieses Element kann mit dem Titan oder dem Zirconium reagieren, um Nitride zu bilden, die nicht zu grobkörnig sein sollten, um die Festigkeit nicht zu verschlechtern. Um die Bildung von grobkörnigen Nitriden zu vermeiden, können das Titan und das Zirconium dem flüssigen Stahl allmählich zugesetzt werden, beispielsweise indem der oxidierte flüssige Stahl mit einer oxidierten Phase wie etwa einer Schlacke, die Titan- oder Zirconiumoxide enthält, in Kontakt gebracht wird, anschließend der flüssige Stahl desoxidiert wird, um das Titan oder das Zirconium langsam aus der oxydierten Phase in den flüssigen Stahl diffundieren zu lassen.

Damit zufriedenstellende Eigenschaften erzielt werden, müssen außerdem die Anteile des Kohlenstoffs, Titans, Zirconiums und Stickstoffs derart sein, dass: C – Ti/4 – Zr/8 + 7 × N/8 ≥ 0,095%
Der Ausdruck C – Ti/4 – Zr/8 + 7 × N/8 = C* repräsentiert den Anteil des freien Kohlenstoffs nach der Ausscheidung von Titan- und Zirconiumcarbiden unter Berücksichtigung der Bildung von Titan- und Zirconiumnitriden. Dieser Anteil freien Kohlenstoffs C* muss größer als 0,095% und vorzugsweise ≥ 0,12% sein, um ein Martensit mit einer minimalen Härte zu erhalten. Je geringer dieser Anteil ist, desto besser sind die Schweißbarkeit und die Eignung zum thermischen Trennen.
Außerdem muss die chemische Zusammensetzung derart gewählt sein, dass unter Berücksichtigung der Dicke des Blechs, das man herstellen möchte, die Härtbarkeit des Stahls ausreichend ist. Dazu muss die chemische Zusammensetzung die folgende Beziehung erfüllen:
Härtb. = 1,05 × Mn + 0,54 × Ni + 0,50 × Cr + 0,3 × (Mo + W/2)^1/2 + K > 1,8 oder besser 2, mit: K = 0,5, falls B > 0,001 und K = 0, falls B < 0,001%.
Außerdem, und um eine gute Abriebbeständigkeit zu erzielen, ist die mikrographische Struktur des Stahls aus Martensit oder Bainit oder einem Gemisch dieser beiden Strukturen und 5% bis 20% Restaustenit gebildet. Diese Struktur enthält außerdem grobkörnige Titan- oder Zirconiumcarbide, die sich bei hoher Temperatur bilden, sogar Niob-, Tantal- oder Vanadiumcarbide. Die Erfinder haben festgestellt, dass die Wirksamkeit der grobkörnigen Carbide für die Verbesserung der Abriebbeständigkeit durch das vorzeitige Freilegen dieser belastet werden könnte und dass dieses Freilegen durch die Gegenwart von metastabilem Austenit, der sich unter der Wirkung von Abriebphänomenen umwandelt, verhindert werden könnte. Da sich die Umwandlung des metastabilen Austenits bei einer Volumenvergrößerung vollzieht, erhöht diese Umwandlung in der abgescheuerten Unterschicht den Widerstand gegen ein Freilegen von Carbiden und verbessert folglich die Abriebfestigkeit.
Andererseits erfordern die große Härte des Stahls und die Gegenwart von schwächenden Titancarbiden, die Richtvorgänge soweit wie möglich einzuschränken. Diesbezüglich haben die Erfinder festgestellt, dass durch ausreichendes Verlangsamen des Abkühlens im Bereich der Bainit-Martensit-Umwandlung die Restverformungen der Produkte reduziert werden, wodurch es möglich ist, die Richtvorgänge einzuschränken. Die Erfinder haben festgestellt, dass durch Abkühlen des Teils oder des Blechs mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit Vr < 1150xep^–1,7 (in dieser Formel ist ep die Dicke des Blechs, ausgedrückt in mm, und die Abkühlungsgeschwindigkeit ist in °C/s ausgedrückt) unter eine Temperatur T = 800 – 270 × C* – 90 × Mn – 37 × Ni – 70 × Cr – 83 × (Mo + W/2) (ausgedrückt in °C) einerseits ein bedeutender Anteil Restaustenit erhalten werden könnte und andererseits die durch die Phasenänderungen hervorgerufen Restspannungen vermindert werden könnten. Diese Spannungsverminderung ist wünschenswert, um zum einen die Anwendung eines Richtens einzuschränken oder um diese zu vereinfachen und um gleichzeitig die Rissbildungsrisiken bei späteren Schweiß- und Biegevorgängen niedrig zu halten.
Um ein Blech herzustellen, das eine gute Abriebfestigkeit aufweist und sehr eben ist, wird Stahl erzeugt und in Brammen- oder Barrenform gegossen. Die Bramme oder der Barren wird warmgewalzt, um ein Blech zu erhalten, das einer Wärmebehandlung unterworfen wird, die ermöglicht, die gewünschte Struktur und gleichzeitig eine gute Ebenheit ohne nachfolgendes Richten oder mit einem eingeschränkten Richten zu erhalten. Die Wärmebehandlung kann direkt in der Wärme des Walzens oder später durchgeführt werden, eventuell nach einem Kaltrichten oder Warmrichten.
Um die Wärmebehandlung durchzuführen:

– wird entweder direkt nach dem Warmwalzen oder aber nach einem Erwärmen über den Punkt AC₃ hinaus das Blech mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von mehr als 0,5°C/s, d. h. über der kritischen Geschwindigkeit der Bainit-Umwandlung, bis zu einer Temperatur abgekühlt, die gleich oder etwas niedriger als eine Temperatur T = 800 – 270 × C* – 90 × Mn – 37 × Ni – 70 × Cr – 83 × (Mo + W/2) (ausgedrückt in °C) ist, sodass die Bildung von ferritischen oder perlitischen Bestandteilen vermieden wird. Unter "etwas niedriger" wird eine Temperatur im Bereich zwischen T und T-50°C oder besser zwischen T und T – 25°C oder noch besser zwischen T und T – 10°C verstanden.
– Dann, zwischen der vorher definierten Temperatur und ungefähr 100°C, wird das Blech mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit im Kern, Vr, im Bereich zwischen 0,1°C/s, um eine ausreichende Härte zu erzielen, und 1150xep^–1,7, um die gewünschte Struktur zu erzielen, abgekühlt,
– und das Blech wird vorzugsweise, ohne dass dies obligatorisch wäre, langsam bis auf Raumtemperatur abgekühlt.

Außerdem kann eine Entspannungsbehandlung wie etwa ein Anlassen bei einer Temperatur erfolgen, die niedriger oder gleich 350°C und vorzugsweise niedriger als 250°C ist.
Auf diese Weise wird ein Blech erhalten, dessen Dicke im Bereich zwischen 2 mm und 150 mm sein kann, wobei es gleichzeitig eine hervorragende Ebenheit aufweist, die sich durch einen Durchhang auszeichnet, der kleiner als 12 mm pro Meter ohne Richten oder bei einem einge schränkten Richten ist. Das Blech hat eine Härte im Bereich zwischen 280 HB und ungefähr 450 HB. Diese Härte hängt hauptsächlich von dem Anteil freien Kohlenstoffs
C* = C – Ti/4 – Zr/8 + 7 × N/8 ab.
Als Beispiele sind Stahlbleche gemäß der Erfindung hergestellt worden, mit A bis C gekennzeichnet, und gemäß dem Stand der Technik, mit D bis E gekennzeichnet. Die chemischen Zusammensetzungen der Stähle, ausgedrückt in 10^–3 Gewichtsprozent, sowie die Härte und ein Verschleißfestigkeitsindex Rus sind in der Tabelle 1 angeführt.
Die Verschleißfestigkeit ist anhand des Gewichtsverlusts eines prismatischen Prüflings gemessen, der in einer kalibriertes Quarzitgranulat enthaltenden Wanne 5 Stunden lang in Drehbewegung versetzt wurde.
Der Index Rus eines Stahls ist gleich 100-mal das Verhältnis der Verschleißfestigkeit des betrachteten Stahls und der Verschleißfestigkeit eines Referenzstahls (Stahl D). Folglich hat ein Stahl mit einem Index Rus = 110 eine Verschleißfestigkeit, die 10% höher als jene des Referenzstahls ist.
Alle Bleche haben eine Dicke von 27 mm und sind nach der Austenitisierung bei 900°C gehärtet worden.
Nach der Austenitisierung

– beträgt gemäß der Erfindung bei den Stahlblechen A und C die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit 7°C/s oberhalb der weiter oben definierten Temperatur T und darunter 1,6°C/s;
– beträgt gemäß der Erfindung bei dem Blech B die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit 0,8°C/s oberhalb der weiter oben definierten Temperatur T und darunter 0,15°C/s;
– sind die Stahlbleche D und E, zum Vergleich angegeben, mit einer mittleren Geschwindigkeit von 24°C/s oberhalb der weiter oben definierten Temperatur und darunter mit einer mittleren Geschwindigkeit von 12°C/s abgekühlt worden.

	C	Si	Al	Mn	Ni	Cr	Mo	W	Ti	B	N	C*	HB	Rus
A	245	820	40	1620	220	150	280	-	405	3	6	149	380	121
B	275	650	50	1210	210	1100	250	-	600	2	5	129	305	111
C	245	480	30	1340	300	710	100	200	360	2	5	159	385	114
D	290	810	60	1290	495	726	330	-	-	2	6	290	520	100
E	295	260	300	1330	300	710	340	-	100	2	5	274	525	103

Die erfindungsgemäßen Bleche haben eine selbstangelassene Martensit-Bainit-Struktur, die 5% bis 20% Restaustenit und grobkörnige Titancarbide enthält, während die zum Vergleich gegebenen Bleche eine vollständig martensitische Struktur aufweisen.
Der Vergleich der Verschleißfestigkeiten und der Härten zeigt, dass die erfindungsgemäßen Bleche, obwohl sie sehr viel weniger hart als die Vergleichsbleche sind, eine etwas bessere Verschleißfestigkeit aufweisen. Der Vergleich der freien Kohlenstoffe zeigt, dass die gute Verschleißbeständigkeit der erfindungsgemäßen Bleche mit Anteilen freier Kohlenstoffe erhalten wird, die sehr viel niedriger sind, was zu Schweißbarkeiten oder Eignungen zum thermischen Schneiden führt, die deutlich besser als für die Bleche gemäß dem Stand der Technik sind. Außerdem beträgt die Verformung nach dem Abkühlen, ohne zu richten, bei den erfindungsgemäßen Stählen A bis C ungefähr 5 mm/m und bei den als Vergleichsbeispiele gegebenen Stählen D und E 16 mm/m. Diese Ergebnisse zeigen die Verminderung der Verformung der durch die Erfindung erzielten Produkte.
Daraus resultiert in der Praxis, in Abhängigkeit von dem Anforderungsgrad, der an die Ebenheit gestellt wird,

– entweder die Möglichkeit, die Produkte ohne Richten zu liefern, was eine Kosteneinsparung und eine Verminderung der Restspannungen nach sich zieht,
– oder aber, um eine strengere Anforderung an die Ebenheit (beispielsweise 5 mm/m) zu erfüllen, das Ausführen eines Richtens, das jedoch leichter verwirklicht wird, wobei wegen der geringeren ursprünglichen Verformung der erfindungsgemäßen Produkte weniger Spannungen eingebracht werden.

Claims

Verfahren zum Herstellen eines abriebbeständigen Stahlteils oder -blechs, dessen chemische Zusammensetzung in Gew.-% enthält: 0,24% ≤ C < 0,35% 0% ≤ Si ≤ 2% 0% ≤ Al ≤ 2% 0,5% ≤ Si + Al ≤ 2% 0% ≤ Mn ≤ 2,5% 0% ≤ Ni ≤ 5% 0% ≤ Cr ≤ 5% 0% ≤ Mo ≤ 1% 0% ≤ W ≤ 2% 0,1% ≤ Mo + W/2 ≤ 1% 0% ≤ B ≤ 0,02% 0% ≤ Ti ≤ 1,1% 0,35% ≤ Ti + Zr/2 ≤ 1,1% 0% ≤ S ≤ 0,15% N < 0,03% – eventuell 0% bis 1,5% Kupfer, – eventuell wenigstens ein Element aus Nb, Ta und V in Anteilen, derart, dass Nb/2 + Ta/4 + V ≤ 0,5%, – eventuell wenigstens ein Element aus Se, Te, Ca, Bi und Pb in Anteilen, die kleiner oder gleich 0,1% sind, wobei der Rest Eisen und sich aus der Bearbeitung ergebende Verunreinigungen sind, wobei die chemische Zusammensetzung außerdem die folgenden Beziehungen erfüllt: C* = C – Ti/4 – Zr/8 + 7 × N/8 ≥ 0,095% und: 1,05 × Mn + 0,54 × N1 + 0.50 × Cr + 0,3 × (Mo + W/2)1/2 + K > 1,8mit K = 0,5, falls B ≥ 0,0005 und K = 0, falls B < 0,0005%, wobei das Teil oder das Blech einer thermischen Härtungsbearbeitung unterworfen wird, die in der Wärme zum Warmformen und beispielsweise zum Walzen oder nach der Austenitisierung nach dem erneuten Erhitzen in einem Ofen ausgeführt wird, um die Härtung zu verwirklichen: – Abkühlen des Teils oder des Blechs mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von mehr als 0,5°C/s zwischen einer Temperatur oberhalb von AC₃ und einer Temperatur im Bereich von T = 800 – 270 × C* – 90 × Mn – 37 × Ni – 70 × Cr – 83 × (Mo + W/2) bis etwa T – 50°C, – dann Abkühlen des Teils oder des Blechs mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit im Kern Vr < 1150xep^–1,7 und höher als 0,1°C/s zwischen der Temperatur T und 100°C, wobei ep die Dicke des Teils oder des Blechs, ausgedrückt in mm, ist, – Abkühlen des Teils oder des Blechs bis auf Umgebungstemperatur und eventuell Ausführen eines Kaltnachwalzens.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass: 1,05 × Mn + 0,54 × Ni + 0,50 × Cr + 0,3 × (Mo + W/2)1/2 + K > 2
Verfahren nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass Ti + Zr/2 ≥ 0,4%.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass: C* ≥ 0,12%.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass: Si + Al ≥ 0,7%.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass außerdem ein Anlassen bei einer Temperatur kleiner oder gleich 350°C ausgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass zum Hinzufügen von Titan zu dem Stahl der flüssige Stahl mit einer titanhaltigen Schlacke in Kontakt gebracht wird und dass bewirkt wird, dass das Titan in der Schlacke langsam in den flüssigen Stahl diffundiert.
Teil, insbesondere Blech, aus Stahl, das abriebbeständig ist und dessen chemische Zusammensetzung in Gew.-% umfasst: 0,24% ≤ C < 0,35% 0% ≤ Si ≤ 2% 0% ≤ Al ≤ 2% 0,5% ≤ Si + Al ≤2% 0% ≤ Mn ≤ 2,5% 0% ≤ Ni ≤ 5% 0% ≤ Cr ≤ 5% 0,1% ≤ Mo + W/2 ≤ 1% 0% ≤ B ≤ 0,02% 0% ≤ Ti ≤ 1,1% 0% ≤ Zr ≤ 2,2% 0,35% ≤ Ti + Zr/2 ≤ 1,1% 0% ≤ S ≤ 0,15% N < 0,03% – eventuell von 0% bis 1,5% Kupfer, – eventuell wenigstens ein Element aus Nb, Ta und V in Anteilen, derart, dass Nb/2 + Ta/4 + V ≤ 0,5%, – eventuell ein Element aus Se, Te, Ca, Bi und Pb in Anteilen kleiner oder gleich 0,1%, wobei der Rest Eisen und sich aus der Verarbeitung ergebende Verunreinigungen sind, wobei die chemische Zusammensetzung außerdem die folgenden Beziehungen erfüllt: C* = C – Ti/4 – Zr/8 + 7 × N/8 ≥ 0,095%und: 1,05 × Mn + 0,54 × Ni + 0,50 × Cr + 0,3 × (Mo + W/2)1/2 + K > 1,8mit: K = 0,5, falls B ≥ 0,0005%, und K = 0, falls B < 0,0005%, wobei der Stahl eine martensitische oder martensito-bainitische Struktur hat, wobei diese Struktur 5% bis 20% zurückbehaltenen Austenit und Carbide enthält.
Teil nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass: 1,05 × Mn + 0,54 × Ni + 0,50 × Cr + 0,3 × (Mo + W/2)1/2 + K > 2
Teil nach Anspruch 8 oder Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass: Ti + Zr/2 ≥ 0,4%.
Teil nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass: C* ≥ 0,12%.
Teil nach einem der Ansprüche 8 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass: Si + Al ≥ 0,7%.
Teil nach einem der Ansprüche 8 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass es ein Blech mit einer Dicke im Bereich von 2 mm bis 150 mm ist.