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Die
vorliegende Erfindung betrifft einen abriebfesten Stahl und das
Verfahren zur Herstellung dessen.
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Es
sind Abriebstahle bekannt, die eine Härte im Bereich von 400 Brinell
aufweisen und in etwa 0,15% Kohlenstoff sowie Anteile von weniger
als einigen % an Mangan, Nickel, Chrom und Molybdän enthalten,
um für
eine ausreichende Härtbarkeit
zu sorgen. Diese Stahle sind derart gehärtet, dass sie zur Gänze ein
Martensitgefüge
aufweisen. Sie bieten den Vorteil, dass sie relativ leicht durch
Schweißen,
Abschneiden und Falten bearbeitbar sind. Jedoch besteht der Nachteil,
dass sie eine eingeschränkte
Abriebfestigkeit aufweisen. Natürlich
ist es bekannt, die Abriebfestigkeit durch Anheben des Kohlenstoffgehalts
und somit der Härte
anzuheben. Diese Vorgehensweise bringt jedoch den Nachteil mit sich,
dass die Eignung zur Bearbeitung verschlechtert wird.
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Das
Ziel der vorliegenden Erfindung ist die Beseitigung dieser Nachteile
durch das Vorschlagen eines abriebfesten Stahlblechs, das unter
denselben Gegebenheiten wie zuvor eine bessere Abriebfestigkeit
als bekannte Stahle mit einer Härte
von 400 Brinell aufweist und gleichzeitig eine Eignung zur Bearbeitung
aufweist, die mit jener dieser Stahle vergleichbar ist.
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Zu
diesem Zweck ist ein Verfahren zur Herstellung eines Gegenstands,
insbesondere eines Blechs, aus Abriebstahl Gegenstand der Erfindung,
dessen chemische Zusammensetzung gewichtsbezogen Folgendes umfasst:
0,1% ≤ C < 0,23%
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%
0,05% ≤ Mo + W/2 ≤ 1%
0% ≤ Cu ≤ 1,5%
0% ≤ B ≤ 0,02%
0% ≤ Ti ≤ 0,67%
0% ≤ Zr ≤ 1,34%
0,05% < Ti + Zr/2 ≤ 0,67%
0% ≤ S ≤ 0,15%
N < 0,03%
- – gegebenenfalls
mindestens ein aus Nb, Ta und V ausgewähltes Element in derartigen
Anteilen, dass Nb/2 + Ta/4 + V ≤ 0,5%
gilt,
- – gegebenenfalls
mindestens ein aus Se, Te, Ca, Bi und Pb ausgewähltes Element in Anteilen von
weniger als oder gleich 0,1%,
wobei der Rest Eisen oder
Verunreinigungen, die sich aus der Erzeugung ergeben, sind und die
chemische Zusammensetzung ferner den folgenden Gleichungen genügt: C* = C – Ti/4 – Zr/8 +
7 × N/8 ≥ 0,095%und: Ti + Zr/2 – 7 × N/2 ≥ 0,05%und: 1,05 × Mn
+ 0,54 × Ni
+ 0,50 × Cr
+ 0,3 × (Mo
+ W/2)1/2 + K > 1,8 oder besser 2,worin K = 1 wenn
B ≥ 0,0005%
und K = 0 wenn B < 0,0005%
gilt,
wobei der Stahl ein Gefüge aufweist, das aus Martensit
oder einem Gemisch aus selbstangelassenem Martensit und Bainit aufgebaut
ist, wobei das Gefüge
ferner Carbide und 5% bis 20% Austenit enthält.
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Dem
Verfahren zufolge wird der Gegenstand oder das Blech einer Wärmebehandlung
zum Härten
unterzogen, die in der Hitze der Warmformgebung, wie etwa dem Walzen,
oder nach der Austenitisierung durch Erhitzen in einem Ofen durchgeführt wird
und aus Folgendem besteht:
- – dem Abkühlen des Gegenstands oder des
Blechs mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
von über 0,5°C/s zwischen
einer Temperatur von über
AC3 und einer Temperatur T = 800 – 270 × C* – 90 × Mn – 37 × Ni – 70 × Cr – 83 × (Mo +
W/2) und in etwa T – 50°C, wobei
die Temperatur in °C
angegeben ist und die Anteile von C*, Mn, Ni, Cr, Mo und W in Gew.%
ausgedrückt
sind,
- – dem
anschließenden
Abkühlen
des Gegenstands oder des Blechs mit einer mittleren Kernabkühlungsgeschwindigkeit
Vr < 1150 × ep–1,7 (in °C/s) und über 0,1°C/s zwischen
der Temperatur T und 100°C,
wobei ep die Dicke des Gegenstands oder des Blechs in mm ist,
- – dem
Abkühlen
des Gegenstands oder des Blechs bis auf die Umgebungstemperatur,
und gegebenenfalls wird eine Glättung
durchgeführt.
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Gegebenenfalls
kann ein Anlassen bei einer Temperatur von unter 350°C, vorzugsweise
von unter 250°C,
auf die Härtung
folgen.
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Die
Erfindung betrifft auch einen Gegenstand, insbesondere ein Blech,
gemäß Anspruch
8. Das Blech, das insbesondere durch dieses Verfahren erhalten wurde,
weist eine Ebenheit auf, die durch eine Durchbiegung von weniger
als oder gleich 12 mm/m und vorzugsweise von weniger als 5 mm/m
gekennzeichnet ist, wobei der Stahl ein Gefüge aus 5% bis 20% Restaustenit
aufweist und der Rest des Gefüges
ein Martensitgefüge
oder ein Martensit-Bainit-Gefüge
ist und Carbide enthält.
Die Gesamtdicke des Blechs kann zwischen 2 mm und 150 mm betragen.
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Vorzugsweise
liegt die Härte
zwischen 280 HB und 450 HB.
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Die
Erfindung wird nun genauer, jedoch nicht einschränkend beschrieben und anhand
von Beispielen veranschaulicht.
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Zur
Herstellung eines erfindungsgemäßen Blechs
wird ein Stahl erzeugt, dessen chemische Zusammensetzung, ausgedrückt in Gew.%,
Folgendes umfasst:
- – mehr als 0,1% Kohlenstoff,
um eine ausreichende Härte
bereitzustellen und um die Bildung von Carbiden zuzulassen, aber
weniger als 0,23% und vorzugsweise weniger als 0,22%, sodass eine
gute Eignung zum Schweißen
und Schneiden vorliegt.
- – 0%
bis 0,67% Titan und 0% bis 1,34% Zirconium, wobei die Anteile derart
sein müssen,
dass die Summe aus Ti + Zr/2 über
0,05%, vorzugsweise über
0,1% und noch besser über
0,2% beträgt,
damit der Stahl grobe Titan- und Zirkoniumcarbide enthält, die
die Abriebfestigkeit erhöhen.
Die Summe Ti + Zr/2 muss jedoch unter 0,67% bleiben, da bei einem
höheren
Wert der Stahl nicht mehr ausreichend freien Kohlenstoff für eine zufriedenstellende
Härte enthält. Steht
die Zähigkeit
des Materials im Vordergrund, so ist ein Anteil an Ti + Zr/2 von
unter 0,50% oder besser 0,40% oder gar 0,30% bevorzugt.
- – 0%
(oder Spuren) bis 2% Silicium und 0% (oder Spu ren) bis 2% Aluminium,
wobei die Summe aus Si + Al zwischen 0,5% und 2% beträgt, vorzugsweise über 0,7%
oder noch besser über
0,8%. Diese Elemente, bei denen es sich um desoxidierende Elemente
handelt, haben unter anderem die Wirkung, die Bildung von stark
kohlenstoffbeladenem, metastabilem Restaustenit zu fördern, dessen
Umwandlung in Martensit mit einem deutlichen Wachsen einhergeht,
was die Verankerung der Titancarbide fördert.
- – 0%
(oder Spuren) bis 2% oder gar 2,5% Mangan, 0% (oder Spuren) bis
4% oder gar 5% Nickel und 0% (oder Spuren) bis 4% oder gar 5% Chrom,
um eine ausreichende Härtbarkeit
zu erzielen und die unterschiedlichen mechanischen Eigenschaften
oder Verwendungseigenschaften einzustellen. Insbesondere Nickel
hat eine günstige
Wirkung auf die Zähigkeit,
ist jedoch ein teures Element. Auch Chrom bildet feine Carbide im
Martensit oder im Bainit, die für
die Abriebfestigkeit günstig
sind.
- – 0%
(oder Spuren) bis 1% Molybdän
und 0% (oder Spuren) bis 2% Wolfram, wobei die Summe Mo + W/2 zwischen
0,05% und 1% betragen muss und vorzugsweise unter 0,8% oder besser
noch unter 0,5% liegt. Diese Elemente steigern die Härtbarkeit
und bilden insbesondere durch Ausfällung durch Selbstanlassen im
Zuge der Abkühlung
feine, härtende
Carbide im Martensit oder im Bainit. Es ist nicht notwendig, einen Molybdänanteil
von 1% zu überschreiten,
um den gewünschten
speziellen Effekt insbesondere hinsichtlich der Ausfällung der
härtenden
Carbide zu erzielen. Molybdän
kann ganz oder teilweise durch das doppelte Gewicht an Wolfram ersetzt
werden. Dieses Ersetzen ist jedoch in der Praxis nicht erstrebenswert,
da kein Vorteil im Vergleich zur Verwendung von Molybdän erwächst und
es teurer ist.
- – Gegebenenfalls
0% bis 1,5% Kupfer. Dieses Element kann eine zusätzliche Härtung ohne Verschlechterung
der Schweißbarkeit
bereitstellen. Über
1,5% liegt keine signifikante Wirkung mehr vor, aber Schwierigkeiten
beim Heißwalzen
sowie unnötig
hohe Kosten können
auftreten.
- – 0%
bis 0,02% Bor. Dieses Element kann optional zugesetzt werden, um
die Härtbarkeit
zu steigern. Damit dieser Zweck erfüllt wird, muss der Boranteil
vorzugsweise bei über
0,0005% oder besser 0,001% liegen, es besteht aber keine Notwenigkeit,
0,01% wesentlich zu überschreiten.
- – Bis
zu 0,15% Schwefel. Dieses Element ist ein im Allgemeinen auf 0,005%
oder weniger beschränkter Rest,
jedoch kann sein Anteil willentlich angehoben werden, um die maschinelle
Bearbeitbarkeit zu steigern. Anzumerken ist hierbei, dass zur Vermeidung
von Schwierigkeiten der Warmumwandlung in Gegenwart von Schwefel
der Anteil an Mangan nicht über
dem 7fachen des Schwefelgehalts liegen darf.
- – Gegebenenfalls
mindestens ein Element, das aus Niob, Tantal und Vanadium ausgewählt ist,
in solchen Anteilen, dass Nb/2 + Ta/4 + V unter 0,5% bleibt, sodass
relativ grobe Carbide gebildet werden, die die Beständigkeit
gegenüber
Abrieb verbessern. Die Carbide, die von diesen Elementen gebildet
werden, sind jedoch weniger wirksam als die von Titan oder Zirconium
gebildeten Carbide, weshalb sie optional sind und in beschränkten Mengen
zugesetzt werden.
- – Gegebenfalls
ein oder mehrere Elemente, die aus Selen, Tellur, Calcium, Bismut
und Blei ausgewählt sind,
in Anteilen von jeweils unter 0,1%. Diese Elemente dienen dem Zweck
der verbesserten maschinellen Bearbeitbarkeit. Anzumerken ist, dass
dann, wenn der Stahl Selen und/oder Tellur enthält, der Mangananteil unter
Berücksichtigung
des Schwefelgehalts ausreichend sein muss, damit sich Manganselenide
oder Mangantelluride bilden können.
- – Der
Rest ist Eisen oder Verunreinigungen, die sich aus der Erzeugung
ergeben. Unter den Verunreinigungen finden sich insbesondere Stickstoff,
dessen Anteil vom Erzeugungsverfahren abhängt, aber 0,03% nicht überschreitet
und im Allgemeinen unter 0,025% bleibt. Stickstoff kann mit Titan
oder Zirconium reagieren, um Nitride zu bilden, die nicht zu grob
sein dürfen,
um die Zähigkeit
nicht zu verschlechtern. Zur Vermeidung der Bildung von groben Nitriden
können
Titan und Zirconium dem flüssigen
Stahl langsam schrittweise zugesetzt werden, beispielsweise indem
eine oxidhaltige Phase, wie etwa eine titan- oder zirconiumoxidhaltige
Schlacke in Kontakt mit flüssigem,
gebläutem
Stahl gebracht und der flüssige
Stahl anschließend
desoxidiert wird, um das Titan oder das Zirconium von der oxidhaltigen
Phase in den flüssigen Stahl
eindiffundieren zu lassen.
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Außerdem sind
für den
Erhalt zufriedenstellender Eigenschaften die Anteile an Kohlenstoff,
Titan, Zirconium und Stickstoff derart ausgewählt, dass: C*
= C – Ti/4 – Zr/8 +
7 × N/8 ≥ 0,095%gilt.
Vorzugsweise gilt C* ≥ 0,12%,
um eine höhere
Härte und
somit eine bessere Abriebfestigkeit zu erzielen. Die Größe C* stellt
den Anteil an freiem Kohlenstoff nach der Ausfällung der Titan- und Zirconiumcarbide
unter Berücksichtigung
der Titan- und Zirconiumnitride dar. Dieser Anteil an freiem Kohlenstoff
C* darf 0,095% nicht überschreiten,
um ein Martensit- oder Martensit-Bainit-Gefüge mit ausreichender Härte zu erhalten.
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Unter
Berücksichtigung
der möglichen
Bildung von Titan- und
Zirconiumnitriden müssen
für eine
ausreichende Menge an Titan- und Zirconiumcarbiden die Anteile an
Ti, ZR und N Folgendes erfüllen: Ti + Zr/2 – 7 × N/2 ≥ 0,05%
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Ferner
ist die chemische Zusammensetzung derart gewählt, dass unter Berücksichtigung
der Dicke des Blechs, dessen Herstellung erwünscht ist, die Härtbarkeit
des Stahls ausreichend ist. Zu diesem Zweck muss die chemische Zusammensetzung
der folgenden Gleichung genügen: Härt
= 1,05 × Mn
+ 0,54 × Ni
+ 0,50 × Cr
+ 0,3 × (Mo
+ W/2)1/2 + K > 1,8 oder besser 2,worin K = 1 wenn
B ≥ 0,0005%
und K = 0 wenn B < 0,0005%
gilt.
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Außerdem ist
zum Erhalt einer guten Beständigkeit
gegenüber
Abrieb das mirkographische Gefüge des
Stahls aus Martensit oder Bainit oder aus einem Gemisch der beiden
Gefüge
sowie 5% bis 20% Restaustenit aufgebaut. Ferner umfasst dieses Gefüge grobe
Titan- oder Zirconiumcarbide,
die bei hohen Temperaturen gebildet wurden, und gegebenenfalls Niob-,
Tantal- oder Vanadiumcarbide. Beim Herstellungsverfahren, das später beschrieben
wird, wird dieses Gefüge
angelassen, sodass es auch Molybdän- oder Wolframcarbide sowie
gegebenenfalls Chromcarbide aufweist.
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Die
Erfinder haben festgestellt, dass die Wirksamkeit grober Carbide
in der Verbesserung der Beständigkeit
gegenüber
Abrieb durch die vorzeitige Löslösung dieser
stark beeinträchtigt
werden kann und dass diese Loslösung
durch die Gegenwart von metastabilem Austenit verhindert werden
kann, das sich unter Einwirkung von Abriebphänomenen umwandelt. Die Umwandlung
des metastabilen Austenits erfolgt durch Wachsen, und die Umwandlung
in der abradierten Grundschicht steigert die Beständigkeit
gegenüber
der Löslösung der
Carbide und verbessert daher die Abriebfestigkeit.
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Andererseits
verlangen die hohe Härte
des Stahls und die Gegenwart von versprödenden Titancarbiden eine weitest
mögliche
Einschränkung
von Glättungsverfahren.
Von diesem Blickwinkel aus haben die Erfinder festgestellt, dass
durch die ausreichende Verlangsamung der Abkühlung im Bereich der Bainit-Martensit-Umwandlung die Restverformungen
der Produkte reduziert werden, was die Einschränkung von Glättungsverfahren
ermöglicht.
Die Erfinder haben festgestellt, dass durch Abkühlen des Gegenstands oder des
Blechs mit einer mittleren Kernabkühlungsgeschwindigkeit Vr < 1150 × ep–1,7 (in
dieser Formel ist ep die Dicke des Blechs, die in mm ausgedrückt ist,
während
die Abkühlungsgeschwindigkeit
in °C/s
ausgedrückt
ist) unter eine Temperatur T = 800 – 270 × C* – 90 × Mn – 37 × Ni – 70 × Cr – 83 × (Mo + W/2), (ausgedrückt in °C), die Restspannungen,
die durch die Phasenänderungen
bewirkt werden, reduziert werden. Dieses verlangsamte Abkühlen im
Bainit-Martensit-Bereich weist ferner den Vorteil auf, ein Selbstanlassen
hervorzurufen, was die Bildung von Molybdän-, Wolfram- oder Chromcarbiden
mit sich bringt und die Beständigkeit
der Matrix, die die groben Carbide umgibt, gegenüber Abnutzung verbessert.
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Zur
Herstellung eines sehr ebenen Blechs mit guter Abriebfestigkeit
und guter Eignung zur Bearbeitung wird der Stahl erzeugt und in
Form von Brammen oder Rohblöcken
gegossen. Die Bramme oder der Block wird heißgewalzt, um ein Blech zu erhalten,
das einer Wärmebehandlung
unterzogen wird, die gleichzeitig den Erhalt des gewünschten
Gefüges
und einer guten Ebenheit ohne weitere Glättung oder mit nur eingeschränkter Glättung ermöglicht.
Die Wärmebehandlung
kann in der Walzhitze oder nachträglich, gegebenenfalls nach einer
Kalt- oder Halbwarmglättung,
durchgeführt
werden.
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Auf
alle Fälle
wird zur Durchführung
der Wärmebehandlung:
- – der
Stahl auf eine Temperatur über
AC3 erhitzt, um ihm ein vollständiges Austenitgefüge zu verleihen,
in dem aber noch immer Titan- oder Zirconiumcarbide vorhanden sind,
- – danach
mit einer mittleren Kernabkühlungsgeschwindigkeit,
die über
der kritischen Geschwindigkeit der Bainitumwandlung liegt, derart
auf eine Temperatur zwischen T = 800 – 270 × C* – 90 × Mn – 37 × Ni – 70 × Cr – 83 × (Mo + W/2) und in etwa T – 50°C abgekühlt, dass
die Bildung von ferritisch-perlitischen Bestandteilen verhindert
wird, wobei hierfür
im Allgemeinen eine Abkühlung
mit einer Geschwindigkeit von über 0,5°C/s ausreichend
ist,
- – anschließend das
Blech zwischen der so definierten Temperatur (d. h. zwischen T und
T – 50°C liegend) und
in etwa 100°C
mit einer mittleren Kernabkühlungsgeschwindigkeit
Vr von unter 1150 × ep–1,7 und über 0,1°C/s abgekühlt, um
das gewünschte
Gefüge
zu erhalten, und
- – das
Blech vorzugsweise, jedoch nicht verpflichtend, mit langsamer Geschwindigkeit
auf die Umgebungstemperatur abgekühlt.
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Außerdem kann
eine Entspannungsbehandlung durchgeführt werden, wie etwa ein Anlassen
bei einer Temperatur von unter oder gleich 350°C, vorzugsweise von unter 250°C.
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Unter
mittlerer Abkühlungsgeschwindigkeit
ist eine Abkühlungsgeschwindigkeit
zu verstehen, die der Differenz zwischen der Anfangs- und der Endtemperatur
der Abkühlung
dividiert durch die Zeit der Abkühlung zwischen
diesen beiden Temperaturen entspricht.
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So
wird ein Blech erhalten, dessen Dicke zwischen 2 mm und 150 mm betragen
kann und das eine hervorragende Ebenheit aufweist, die durch eine
Durchbiegung von weniger als oder gleich 3 mm pro Meter ohne Glättung oder
mit mäßiger Glättung gekennzeichnet
ist. Das Blech weist eine Härte
zwischen 280 HB und 450 HB auf. Diese Härte hängt in erster Linie vom Gehalt
an freiem Kohlenstoff C* = C – Ti/4 – Zr/8 +
7 × N/8
ab. Je höher
der Anteil an freiem Kohlenstoff desto höher die Härte. Je geringer der Anteil
an freiem Kohlenstoff desto einfacher die Bearbeitung. Bei gleichem
Anteil an freiem Kohlenstoff gilt, je höher der Titananteil desto besser
die Abriebfestigkeit.
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Zu
Beispielzwecken werden Bleche aus Stahl mit einer Dicke von 30 mm
herangezogen, wobei die als A, B, C und D bezeichneten der Erfindung
entsprechen, E und F dem Stand der Technik entsprechen und G und
H Vergleichszwecken dienen. Die chemischen Zusammensetzungen der
Stahle, die in 10
–3 Gew.% ausgedrückt sind,
die Härte
sowie ein Index der Abriebfestigkeit Rus sind in Tabelle 1 aufgeführt. Tabelle 1
| | C | Si | Al | Mn | Ni | Cr | Mo | W | Ti | B | N | HB | Rus |
| A | 180 | 550 | 30 | 1750 | 200 | 1700 | 150 | - | 150 | 2 | 6 | 360 | 1,51 |
| B | 140 | 210 | 610 | 1450 | 650 | 1720 | 230 | 120 | 160 | 3 | 7 | 345 | 1,42 |
| C | 220 | 830 | 25 | 1250 | 220 | 1350 | 275 | | 350 | 2 | 5 | 360 | 2,03 |
| D | 158 | 780 | 35 | 1250 | 250 | 1340 | 260 | | 110 | 3 | 5 | 363 | 1,3 |
| E | 175 | 360 | 25 | 1720 | 200 | 1200 | 250 | - | 20 | 3 | 5 | 420 | 1,08 |
| F | 150 | 320 | 30 | 1730 | 250 | 1260 | 310 | - | - | 2 | 6 | 380 | 1 |
| G | 210 | 340 | 25 | 1230 | 260 | 1350 | 280 | | 350 | 2 | 5 | 360 | 1,11 |
| H | 150 | 320 | 25 | 1255 | 250 | 1360 | 260 | | 105 | 3 | 6 | 366 | 0,81 |
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Die
Abriebfestigkeit der Stahle wird durch den Gewichtsverlust eines
prismenförmigen
Probenstücks gemessen,
das in einem Behälter,
der kalibrierte Quarzitkörner
enthält,
5 Stunden lang in Drehung gehalten wird.
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Der
Abriebfestigkeitsindex Rus eines Stahls ist das Verhältnis der
Abriebfestigkeit des Stahls F, der als Referenz herangezogen wird,
und der Abriebfestigkeit des betreffenden Stahls.
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Die
Bleche A bis H werden bei 900°C
austenitisiert.
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Nach
der Austenitisierung wird/werden:
- – das Stahlblech
A erfindungsgemäß mit einer
mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
von 0,7°C/s über der oben
definierten Temperatur T (in etwa 460°C) und mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
von 0,13°C/s
darunter abgekühlt;
- – die
Stahlbleche B, C und D erfindungsgemäß mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
von 6°C/s über der
oben definierten Temperatur T (in etwa 470°C) und mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von
1,4°C/s
darunter abgekühlt;
- – die
Stahlbleche E, F, G und H, die zu Vergleichszwecken angeführt sind,
mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
von 20°C/s über der
oben definierten Temperatur T und mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit
von 12°C/s
darunter abgekühlt.
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Die
Bleche A bis D weisen ein selbstangelassenes Martensit-Bainit-Gefüge auf,
das in etwa 10% Restaustenit sowie Titancarbide enthält, während die
Bleche E bis G ein vollständiges
Martensitgefüge
aufweisen, wobei die Bleche G und H auch grobe Titancarbide enthalten.
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Es
kann festgestellt werden, dass die Bleche A, B, C und D zwar geringere
Härten
als die Bleche E und F aufweisen, ihre Abriebfestigkeiten aber wesentlich
besser sind. Die geringeren Härten,
die hauptsächlich geringeren
Anteilen an freiem Kohlenstoff entsprechen, führen zur besseren Eignung zur
Bearbeitung.
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Der
Vergleich der Beispiele C, D, F, G und H zeigt, dass sich der Anstieg
der Abriebfestigkeit nicht einfach nur aus dem Zusetzen von Titan,
sondern aus der Kombination des Zusetzens von Titan und dem Gefüge, das
Restaustenit enthält,
ergibt. In der Tat kann festgestellt werden, dass die Stahle F,
G und H, deren Gefüge kein
Restaustenit aufweist, einigermaßen vergleichbare Beständigkeiten
gegenüber
Abrieb aufweisen, hingegen die Stahle C und D, die Restaustenit
enthalten, wesentlich bessere Beständigkeiten gegenüber Abrieb
aufweisen.
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Ferner
zeigt der Vergleich des Paars G und H einerseits und des Paars C
und D andererseits, dass die Gegenwart von Restaustenit die Wirksamkeit
von Titan wesentlich steigert. Bei den Beispielen C und D schlägt sich
der Übergang
von 0,110% auf 0,350% Titan in einem Anstieg der Beständigkeit
gegenüber
Abrieb von 56% nieder, während
der Anstieg bei den Stahlen G und H nur 37% beträgt.
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Diese
Feststellung ist auf den gesteigerten Effekt der Einquetschung der
Titancarbide durch die umgebende Matrix zurückzuführen, wenn diese Restaustenit
enthält,
der sich im Betrieb in harten und wachsenden Martensit umwandeln
kann.
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Außerdem beträgt die Verformung
nach Abkühlung
ohne Glättung
6 mm/m bei den Stahlblechen A und B und 17 mm/m bei den Stahlblechen
E und F. Diese Ergebnisse zeigen die Reduktion der Verformung der erhaltenen
Produkte dank der Erfindung.
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Daraus
folgt, dass in der Praxis je nach Anforderungen an die Ebenheit
seitens der Verwender
- – entweder die Produkte ohne
Glättung
geliefert werden können
(vorteilhaft im Hinblick auf Kosten und Restspannungen),
- – oder
eine Glättung
durchgeführt
werden kann, um strengeren Anforderungen an die Ebenheit gerecht
zu werden (beispielsweise 5 mm/m), die einfacher ist und bei der
aufgrund der geringeren ursprünglichen
Verformung der Produkte gemäß der Erfindung
weniger Spannungen eingeführt
werden.