AT392654B

AT392654B - Nichtrostender, ausscheidungshaertbarer martensitstahl

Info

Publication number: AT392654B
Application number: AT2499/84A
Authority: AT
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Priority date: 1983-08-05
Filing date: 1984-08-02
Publication date: 1991-05-27
Also published as: SE461398B; FR2550226A1; DE3427602A1; NL8402402A; SE8403861L; ATA249984A; JPS6036649A; US5035855A; GB2145734B; GB8419688D0; SE8403861D0; FR2550226B1; GB2145734A

Description

AT 392 654 B

Die Erfindung betrifft einen nichtrostenden, ausscheidungshärtbaren Martensitstahl von ausgezeichneter Zähigkeit

Hochfeste, nichtrostende Stahlfedern werden durch Stanzen und Formen hergestellt weshalb eine geringe Härte des Materials vor dem Vergüten erwünscht nach dem Härten jedoch ein hoher Härtegrad erwünscht ist

Die üblicherweise zur Herstellung von Federn verwendeten nichtrostenden, kalthärtbaren Stähle wie AISI301-Stald und nichtrostende vergütbare Stähle wie 17-7 PH-Stahl müssen jedoch stark kaltgereckt werden, um den Härtegrad nach dem Vergüten zu erhöhen. Dementsprechend ist der Härtegrad während des Kaltreckvorgangs vor dem Vergüten zwangsläufig hoch. Dies stellt jedoch einen Mangel dar, da der Härtegrad vor und nach dem Vergüten nicht getrennt geprüft werden kann. Diese Stähle haben auch den Nachteil, daß ihre Herstellung schwierig ist und ein ausreichender Härtegrad nach dem Vergüten nicht erzielt werden kann.

Aus diesem Grunde wurde bereits früher ein nichtrostender Stahl der unten angeführten Zusammensetzung entwickelt, der im Stadium des Lösungsglühens oder im leicht bearbeiteten Zustand eine Martensitstruktur aufweist und der im Hinblick auf die obengenannten Mängel verbessert wurde. Diese Entwicklung ist in der JP-OS 13 0459/81 (Anmeldung Nr. 34138/80) (entspricht der DE-A-1-3 109 796) mit dem Titel "Precipitation-Hardenable Stainless Steel ihr Springs" (Nichtrostender, ausscheidungshärtbarer Stahl für Federn) beschrieben.

Dieser Stahl enthält über 0,03 und nicht über 0,08 Gew.-% C, nicht über 0,03 Gew.-% N, 0,3 bis 2,5 Gew.· % Si, nicht über 4,0 Gew.-% Mn, 5,0 bis 9,0 Gew.-% Ni, 12,0 bis 17,0 Gew.-% Cr, 0,1 bis 2,5 Gew.-% Cu, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Ti, nicht über 1,0 Gew.-% Al, Rest Fe und unvermeidbare zufällige Verunreinigungen, wobei die Gehalte an C, Ti, Mn, Ni, Cr, Cu und Al so festgesetzt sind, daß sich ein Wert A' nach der Gleichung A' = 17 x (C%m%) + 0,70 x (Mn%) + 1 x (Ni%) + 0,60 x (Cr%) + 0,76 x (Cu%) - 0,63 x (Al%) + 20,871 ergibt, der kleiner als 42,0 ist; die Gehalte an Mn, Ni, Cu, Cr, Ti, Al und Si werden so festgesetzt, daß sich ein Cr/Ni-Äquivalentwert nach der Gleichung

CrÄq 1 x (Cr%) + 3,5 x (Ti% + Al%) + 1,5 x (Si%)

Ni^q 1 x (Ni%) + 0,3 x (Cu%) + 0,65 x (Mn%) ergibt, der nicht über 2,7 liegt; der Wert ΔΗν, der nach der Gleichung ΔΗν = 205 x [Ti% - 3 x (C% + N%)] + 205 x [(Al% - 2 x (N%)] + 57,5 x (Si%) + 20,5 x (Cu%) + 20 berechnet wird, liegt dabei in einem Bereich zwischen 120 und 210, wobei der Stahl während des Lösungsglühens oder im bis zu 50 % kaltgereckten Stadium im wesentlichen eine Martensitstruktur aufweist.

Dieser nach dem Stand der Technik entwickelte Stahl eignet sich ausgezeichnet zum Stanzen und Formen und weist zufriedenstellende Eigenschaften bei der Herstellung von Stahlfedern auf, wenn ΔΗν (Härteunterschied vor und nach dem Vergüten) auf einen Wert von etwa 200 festgesetzt wird. Dieser Stahl ist leicht herstellbar, da ein umfangreiches Kaltrecken nicht erforderlich ist.

Im Vergleich zu martensit-gehärteten Stählen wie 18Ni martensit-gehärteter Stahl weist dieser Stahl jedoch leichte Nachteile in der Zähigkeit bei der Verwendung für Stahlfedern oder für hochfeste Stahlkonstruktionen (Kerb-Bruchfestigkeit von etwa 190 kg/imm2) auf.

Es wurde deshalb versucht, die Zähigkeit des nach dem Stand der Technik hergestellten Stahls zu verbessern. Dabei wurde herausgefunden, daß die Zähigkeit des Stahls durch den Zusatz von Mo auf einem hohen Festigkeitsgrad gehalten werden kann. Es wurde weiters gefunden, daß die Zähigkeit des Materials selbst dann noch auf einer hohen Stufe gehalten werden kann, wenn der ΔΗν-Wert (Vergütungsgrad), der unter Berücksichtigung der Zähigkeit des nach dem Stand der Technik entwickelten Stahls auf nicht mehr als 210 begrenzt war, auf über 210 erhöht wird. Es wurde ebenfalls gefunden, daß die Festigkeitszunahme durch den Zusatz von Mo unabhängig vom Ausscheidungseffekt des Kupfers erzielt werden kann, es sei denn, Cu wurde zur Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit gegenüber schwefelhaltiger Atmosphäre erforderlich.

Aus der DE-B2-2 616 599 ist ein nichtrostender, aber auch nicht ausscheidungshärtbarer Stahl bekannt, der für Rohre, Rohrverbindungen u. ähnl. verwendet wird. In seiner Zusammensetzung ist dieser Stahl insbesondere durch einen Mangangehalt, der zwingend über 0,5 % liegt und einen nicht definierten Stickstoffgehalt ausgezeichnet.

Erfindungsgemäß wird ein nichtrostender, ausscheidungshärtbarer Martensitstahl von ausgezeichneter Zähigkeit zur Verfügung gestellt, der im wesentlichen nicht mehr als 0,08 Gew.-% C, 0,5 bis 4,0 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, 5,0 bis 9,0 Gew.-% Ni, 10,0 bis 17,0 Gew.-% Cr, über 0,3 und nicht mehr als 2,5 Gew.-% Mo, 0,15 bis 1,0 Gew.-% Ti, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,03 Gew.-% N, Rest Fe und unvermeidbare zufällige Verunreinigungen enthält, sowie ein Stahl, der zusätzlich zu den genannten -2-

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Bestandteilen noch 0,3 bis 2,5 Gew.-% Cu enthält.

Bevorzugte Ausführungsformen des Stahls enthalten nicht mehr als 0,06 Gew.-% C, 1,0 bis 3,5 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, 6,0 bis 8,0 Gew.-% Ni, 11,0 bis 15,0 Gew.-% Cr, 0,4 bis 2,0 Gew.-% Mo, 0,2 bis 0,8 Gew.-% Ti, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Al und nicht mehr als 0,025 Gew.-% N.

Besonders bevorzugte Ausführungsformen des Stahls enthalten nicht mehr als 0,05 Gew.-% C, 1,0 bis 2.5 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, 6,0 bis 7,5 Gew.-% Ni, 12,0 bis 14,5 Gew.-% Cr, 0,5 bis 1.5 Gew.-% Mo, 0,2 bis 0,6 Gew.-% Ti, nicht mehr als 0,1 Gew.-% Al und nicht mehr als 0,020 Gew.-% N. Ein bevorzugter Cu-Gehalt liegt im Bereich von 0,3 bis 2,00 Gew.-%, ein besonders bevorzugter Cu-Gehalt liegt im Bereich von 0,3 bis 1,5 Gew.-%.

Die Gründe für die obengenannte Zusammensetzung sind folgende:

(DC

Beim nach dem Stand der Technik entwickelten Stahl lag der C-Gehalt über 0,03 und nicht über 0,08 Gew.-%. Erfindungsgemäß liegt der C-Gehalt lediglich nicht über 0,08 Gew.-%. Beim nach dem Stand der Technik hergestellten Stahl hing die Zähigkeit nach dem Vergüten vom Vergütungsgrad ΔΗν ab, weshalb ein C-Gehalt von mehr als 0,03-Gew.-% zur Gewährleistung eines hohen Härtegrades vor dem Vergüten erforderlich war, um eine hohe Festigkeit nach dem Vergüten zu erzielen. Wegen des Zusatzes von Mo ist dies erfindungsgemäß nicht mehr erforderlich. Eine hohe Zähigkeit nach dem Vergüten kann in einem ΔΗν-Bereich von nicht weniger als 210 aufrechterhalten werden, wobei in diesem Bereich die Zähigkeit des nach dem Stand der Technik entwickelten Stahls beeinträchtigt wird. Die Obergrenze des C-Gehalts liegt wie bei dem nach dem Stand der Technik entwickelten Stahl bei 0,08 Gew.-%, da bei einem Gehalt von über 0,08 Gew.-% die abgeschreckte Martensitphase der Matrix hart wird und ein hoher Ti-Gehalt erforderlich ist, um C zu fixieren, was jedoch unwirtschaftlich ist (2) Si

Wie beim nach dem Stand der Technik entwickelten Stahl wird der erfindungsgemäße Stahl durch feine Einschlüsse einer intermetallischen Verbindung aus Ni, Ti und Si gehärtet. Mit einem Si-Gehalt von unter 0,5 Gew.-% bleibt dieser Effekt schwach. Liegt der Si-Gehalt über etwa 4,0 Gew.-%, gibt es keinen wesentlichen Effekt im Vergleich zu einem Zusatz von 4,0 Gew.-% und es wird die Bildung von δ-Ferrit gefördert Deshalb wird der Si-Gehalt auf 0,5 bis 4,0 Gew.-% festgesetzt. (3) Mn

Mn trägt zur Unterdrückung der δ-Fenitbildung bei. Wird Mn jedoch in einer großen Menge zugesetzt, wird eine große Menge an Austenit beibehalten. Daher wurde der Mn-Gehalt auf nicht mehr als 0,5 Gew.-% festgesetzt. Außerdem verhindert Mn wie Ni die δ-Ferritbildung, weshalb ein Teil des Ni durch Mn ersetzt werden kann. (4) Ni

Ni fördert die Ausscheidungshärtung und verhindert die δ-Ferritbildung. Der Zusatz einer großen Menge an Ni erhöht jedoch die beibehaltene Austenitmenge. Erfindungsgemäß sind mindestens 5,0 Gew.-% Ni erforderlich, um eine Ausscheidungshärtung zu gewährleisten, jedoch sollte der Gehalt nicht mehr als etwa 9,0 Gew.-% betragen, um die Menge des beibehaltenen Austenits niedrig zu halten. (5) Cr

Im allgemeinen sind mindestens 10,0 Gew.-% Cr erforderlich, um eine Korrosionsbeständigkeit zu erzielen. Der Zusatz von großen Cr-Mengen erhöht jedoch auch die δ-Ferritbildung und des beibehaltenen Austenits, weshalb die Obergrenze auf 17,0 Gew.-% festgesetzt wird. (6) Mo

Der Mo-Zusatz erfolgt zur Verbesserung der Zähigkeit, weshalb mehr als 03 Gew.-% Mo erforderlich sind. Ein Zusatz von mehr als 2,5 Gew.-% «gibt keinen entsprechenden Effekt im Vergleich zu einem Zusatz von 2.5 Gew.-%, erhöht jedoch den Stahlpreis. Ein höherer Zusatz an Mo als 2,5 Gew.-% erhöht auch die δ-Ferritbildung, weshalb die Obergrenze auf 23 Gew.-% festgesetzt wird. (7) Ti

Ein Ti-Zusatz erfolgt, da dadurch die Ausscheidungshärtung verursacht wird. Bei einem niedrigeren Zusatz als 0,15 Gew.-% an Ti ist dieser Effekt nicht ausreichend, während ein Zusatz von mehr als etwa 1,0 Gew.-% den Stahl hart und brüchig macht Deshalb wird der Ti-Gehalt auf 0,15 bis 1,0 Gew.-% festgesetzt (8) Al

Wie Ti wird Al zugesetzt, um eine Ausscheidungshärtung zu veranlassen. Ein Zusatz von mehr als 1,0 Gew.-% Al senkt jedoch die Zähigkeit, weshalb die Obergrenze auf 1,0 Gew.-% festgesetzt wird. Al kann ebenfalls -3-

AT 392 654 B einen Teil des Ti ersetzen.

(9) N N weist eine starke Affinität zu Ti und Al auf, was eine Ausscheidungshärtung bewirkt. Es verstärkt deshalb den Effekt des Ti- und Al-Zusatzes. Ein hoher N-Gehalt bewirkt jedoch auch große TiN-Einschliisse und senkt die Zähigkeit. Deshalb wird ein niedriger N-Gehalt bevorzugt und auf nicht mehr als 0,03 Gew.-% festgesetzt. (10) Cu

Erfindungsgemäß kann sogar unabhängig vom Cu-Ausscheidungseffekt eine beträchtliche Festigkeit gesichert werden. In einer Umgebung, die eine Korrosion durch Schwefeldioxid verursacht, kann keine ausreichende Beständigkeit durch den Zusatz von Cr erzielt werden, weshalb zusätzlich Cu zugesetzt wird. Ein Zusatz von mindestens 0,3 Gew.-% Cu ist zur Gewährleistung der Korrosionsbeständigkeit gegen Schwefeldioxidgase erforderlich. Die Obergrenze wird auf 2,5 Gew.-% festgesetzt, da ein höherer Cu-Gehalt Rotbrüchigkeit bewirkt, was die Warmverformbarkeit beeinträchtigt und Oberflächenrisse hervorruft.

Der erfindungsgemäße Stahl der obengenannten Zusammensetzung weist im bis zu 50 % kaltverformten Stadium eine wesentliche Martensitstruktur auf.

Kurze Erläuterung der Zeichnungen

Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen Härte und Kerbreißfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls (Probe Nr. 3) gegenüber einem Stahl (Probe Nr» 8) nach dem Vergüten bei 480 °C zu verschiedenen Zeiten zeigt Fig. 2 stellt ein Mikrobild einer Bruchoberfläche des oben beschriebenen erfindungsgemäßen Stahls dar, der eine Stunde lang einer Zerreißprobe nach dem Vergüten bei 480 °C ausgesetzt wurde. Fig. 3 ist ein Mikrobild einer Bruchoberfläche der obengenannten Vergleichsprobe, das unter denselben Bedingungen geprüft wurde. Fig. 4 stellt ein Diagramm dar, das die Beziehung zwischen dem Grad der Vergütungshärtung ΔΗν und dem Verhältnis von Kerbreißfestigkeit und Reißfestigkeit eines erfindungsgemäßen Stahls und einer Vergleichsprobe wie in Tabelle 1 zeigt

Die Erfindung wird an Hand folgender Ausführungsbeispiele »läutert

Die chemische Zusammensetzung der geprüften Stähle ist in Tabelle 1 aufgeführt Die Proben 1 bis 6 stellen erfindungsgemäße Stähle dar, Proben 7 und 8 sind Vergleichsproben, die keinen Mo-Gehalt aufweisen, durch den die vorliegende Erfindung gekennzeichnet ist, und sind so festgesetzt, daß ΔΗν höher ist als 210, der Obergrenze des nach dem Stand der Technik entwickelten Stahls, wobei der Stahl nach dem Vergüten eine hohe Festigkeit aufweist.

Tabelle 2 zeigt die Härte, die Zunahme der Härte durch das Vergüten und die Kerbreißfestigkeit (KRF) der in Tabelle 1 aufgeführten Stahlproben, die lösungsgehärtet auf eine Dicke von 1,0 mm kaltgewalzt und bei 480 °C eine Stunde lang vergütet wurden.

Aus Tabelle 2 ist ersichtlich, daß die erfindungsgemäßen Stähle und die Vergleichsproben eine ähnliche Härte nach dem Vergüten aufweisen. Die erfindungsgemäßen Stahlproben zeigen jedoch eine weit höhere Kerbreißfestigkeit als die Vergleichsproben (siehe z. B. Probe Nr. 5 und Nr. 7).

Fig. 1 zeigt die Beziehung zwischen Härte und Kerbreißfestigkeit der erfindungsgemäßen Probe Nr. 3 und der Vergleichsprobe Nr. 8, die mit Ausnahme von Mo fast die gleiche Zusammensetzung aufweisen. Beim erfindungsgemäßen Stahl steigt mit der Härte auch die Kerbreißfestigkeit d. h. die Zähigkeit wird bei hoher Härte gut beibehalten. Im Gegenteil steigt bei der Vergleichsprobe die Kerbreißfestigkeit an, bis die Härte einen Wert von etwa 520 Hv erreicht, bei höheren Härtegraden jedoch fällt sie rasch ab, was bedeutet daß der Stahl spröde wird.

Fig. 2 bzw. Fig. 3 zeigen die Bruchoberfläche der erfindungsgemäßen Stahlprobe und der Vergleichsprobe, die bei der Prüfung der Kerbreißfestigkeit wie in Fig. 1 gezeigt verwendet wurden. Die Bruchoberfläche des erfindungsgemäßen Stahls zeigt Vertiefungen, während die Bruchoberfläche der Vergleichsprobe interkristalline Brüche und Spaltenbrüche aufweist Diese Bruchoberflächen weisen auch darauf hin, daß der erste Stahl eine gute Dehnbarkeit, der zweite Stahl jedoch Sprödigkeit aufweist. Es ist anzunehmen, daß Mo zur Festigung der Konigrenzen beiträgt

Fig. 4 stellt ein Diagramm dar, in welchem der Grad der Vergütungshärtung ΔΗν und das Verhältnis von Kerbreißfestigkeit und Reißfestigkeit (KRF/RF) der erfindungsgemäßen Stahlproben 1 bis 6 und der Vergleichsproben 7 und 8 dargestellt sind. Beim nach dem Stand der Technik entwickelten Stahl fällt der KRF/RF-Wert bei einem Hv-Wert von 210 und darüber auf unter 1,0 ab. Im Gegensatz dazu wird die Höhe des KRF/RF-Wertes beim erfindungsgemäßen Stahl über 1,0 gehalten, selbst wenn der ΔΗν-Wert auf 240 und darüber ansteigt.

Wie oben beschrieben, weist der erfindungsgemäße Stahl vor dem Vergüten eine geringe Härte auf, besitzt eine ausgezeichnete Stanz- und Formbarkeit und verfügt über eine ausgezeichnete Zähigkeit auch nach dem Vergütungshärten. Der Stahl wird nicht nur zur Herstellung von Federn verwendet, wofür charakteristische Eigenschaften wie Federungsgrenzwerte, Ermüdungsbruchgrenzwerte usw. erforderlich sind, sondern auch zur Herstellung von dicken Blechen, bei denen ein hoher Zähigkeitsgrad gefordert wird. -4-

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Tabelle 1 (in Gew.-%)

Probe Nr. c Si Mn Ni Cr Cu Mo Ti Al N 1 0.040 1.44 0.29 7.36 14.70 1.01 0.51 0.49 0.022 0.010 2 0.010 3.13 0.33 7.01 12.33 0.08 1.03 0.21 0.025 0.014 erfindungs- 3 0.009 1.68 0.33 7.02 13.78 0.06 1.02 0.56 0.018 0.018 gemäße 4 0.009 1.60 0.34 6.50 14.85 2.03 0.57 0.39 0.030 0.014 Stahlproben 5 0.045 1.64 0.22 6.75 14.10 0.04 1.05 0.74 0.020 0.016 6 0.037 0.55 0.32 7.10 14.31 0.06 2.11 0.81 0.022 0.015 Vergleichs- 7 0.035 1.50 0.32 7.10 14.70 0.55 - 0.70 0.024 0.012 proben S 0.036 1.49 0.32 7.44 14.94 1.08 - 0.57 0.020 0.009

Tabelle 2

Probe Härte nach dem Zunahme der Härte KRF nach dem Nr. Vergüten während dem Vergüten Vergüten (Hv = 30 kg) (ΔΗν) (kg/mm^) 1 545 ' 193 199 2 554 186 208 erfindungs- 3 550 207 196 gemäße 4 547 222 201 Stahlproben 5 587 235 198 6 542 203 195 Vergleichs- 7 590 232 115 proben 8 565 217 160 -5-

Claims

AT 392 654 B PATENTANSPRÜCHE 1. Nichtrostender, ausscheidungshärtbarer Martensitstahl von ausgezeichneter Zähigkeit, der im wesentlichen nicht mehr als 0,08 Gew.-% C, 0,5 bis 4,0 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, 5,0 bis 9,0 Gew.-% Ni, 10.0 bis 17,0 Gew.-% Cr, über 0,3 bis 2,5 Gew.-% Mo, 0,15 bis 1,0 Gew.-% Ti, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,03 Gew.-% N, Rest Fe und unvermeidbare zufällige Verunreinigungen enthält
2. Nichtrostender, ausscheidungshärtbarer Martensitstahl von ausgezeichneter Zähigkeit nach Anspruch 1, der nicht mehr als 0,06 Gew.-% C, 1,0 bis 3,5 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, 6,0 bis 8,0 Gew.-% Ni, 11.0 bis 15,0 Gew.-% Cr, 0,4 bis 2,0 Gew.-% Mo, 0,2 bis 0,8 Gew.-% Ti, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Al und nicht mehr als 0,025 Gew.-% N enthält.
3. Nichtrostender, ausscheidungshärtbarer Martensitstahl von ausgezeichneter Zähigkeit nach Anspruch 2, der nicht mehr als 0,045 Gew.-% C, 1,0 bis 2,5 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, 6,0 bis 7,5 Gew.-% Ni, 12,0 bis 14,5 Gew.-% Cr, 0,5 bis 1,5 Gew.-% Mo, 0,2 bis 0,6 Gew.-% Ti, nicht mehr als 0,1 Gew.-% Al und nicht mehr als 0,020 Gew.-% N enthält.
4. Nichtrostender, ausscheidungshärtbarer Martensitstahl von ausgezeichneter Zähigkeit, der nicht mehr als 0,08 Gew.-% C, 0,5 bis 4,0 Gew.-% Si, nicht mehr als 4,0 Gew.-% Mn, 5,0 bis 9,0 Gew.-% Ni, 10,0 bis 17.0 Gew.-% Cr, 0,3 bis 2,5 Gew.-% Cu, über 0,3 bis 2,5 Gew.-% Mo, 0,15 bis 1,0 Gew.-% Ti, nicht mehr als 1.0 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,03 Gew.-% N, Rest Fe und unvermeidbare zufällige Verunreinigungen enthält.
5. Nichtrostender, ausscheidungshärtbarer Martensitstahl von ausgezeichneter Zähigkeit nach Anspruch 4, der nicht mehr als 0,06 Gew.-% C, 1,0 bis 3,5 Gew.-% Si, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Mn, 6,0 bis 8,0 Gew.-% Ni, 11.0 bis 15,0 Gew.-% Cr, 0,3 bis 2,0 Gew.-% Cu, 0,4 bis 2,0 Gew.-% Mo, 0,2 bis 0,8 Gew.-% Ti, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Al und nicht mehr als 0,025 Gew.-% N enthält.
6. Nichtrostender, ausscheidungshärtbarer Martensitstahl von ausgezeichneter Zähigkeit nach Anspruch 5, der nicht mehr als 0,05 Gew.-% C, 1,0 bis 2,5 Gew.-% Si, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mn, 6,0 bis 7,5 Gew.-% Ni, 12.0 bis 14,5 Gew.-% Cr, 0,3 bis 1,5 Gew.-% Cu, 0,5 bis 1,5 Gew.-% Mo, 0,20 bis 0,6 Gew.-% Ti, nicht mehr als 0,1 Gew.-% Al und nicht mehr als 0,020 Gew.-% N enthält Hiezu 3 Blatt Zeichnungen -6-