DE1928695C3

DE1928695C3 - Die Verwendung eines austenitischen Stahls als Werkstoff für die Luftfahrtindustrie

Info

Publication number: DE1928695C3
Application number: DE19691928695
Authority: DE
Inventors: Lynn Edward Natrona Heights Pa. Kindlimann
Original assignee: Allegheny Ludlum Steel Corp
Current assignee: Allegheny Ludlum Steel Corp
Priority date: 1968-06-07
Filing date: 1969-06-06
Publication date: 1982-02-18
Also published as: BE734045A; FR2010519A1; SE362445B; GB1250934A; CH511290A; DE1928695B2; DE1928695A1; LU58811A1

Description

gute Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit besitzen, wie die Chrom bzw. Nickel enthaltenden Stähle allgemein zeigen.

Gegenstand der Erfindung ist die Verwendung eines austenistischen 18% Chrom-12% Nickel-Stahltyps mit höchstens 0,03% Kohlenstoff und 03 bis 2% Titan, der durch innere Nitrierung in einer Stickstoff-abgebenden Gasatmosphäre unter Überdruck bei Temperaturen zwischen 870" C und dem Schmelzpunkt unter Bildung feinverteilter Titannitride ausscheidungsgehärtet und dessen überschüssiger Stickstoffanteil zur Vermeidung der Bildung von Chromnitriden durch eine Vakuumbehandlung oder Gasspülung aus dem Stahl entfernt ist, als Werkstoff für die Luftfahrtindustrie in Form dünner, korrosionsfester Bleche mit verbesserter Warmfestigkeit bei Temperaturen über 760° C

Bei der Dispersionsverstärkung sollte ein ausreichender VoiUinenanteil an Dispersoid zur Verminderung des Zwischenraums zwischen den Teilchen vorhanden sein. Es ist jedoch nicht möglich, daß eine größere Anzahl von Teilchen nur durch Erhöhung des Volumenanteils des Dispersoids erreicht wird. Da jedoch die Dispersoide nicht eine einfache geometrische Form haben, gibt es kein einfaches Verhältnis zwischen Kornabstand ( = Zwischenraum zwischen den Teilchen), Korngröße und Volumenanteil der Teilchen. Es wurde jedoch festgestellt, daß der wichtigste Parameter bei der Regelung der Dispersionsverstärkung von Legierungen der hier mit IPS (= interparticle spacing) bezeichnete Kornabstand ist Obwohl eine Verbesserung der Festigkeit bei einem durchschnittlichen IPS-Wert von 10 Mikron, insbesondere weniger als 2 Mikron, festgestellt werden kann, können die vorliegenden Werkstücke durchschnittliche IPS-Werte von weniger als 1 Mikron aufweisen. Der durchschnittliche IPS-Wert, wie er hier angegeben ist, ist nach dem Verfahren »Line Fraction Method« in dem Artikel »Measurement of Particle Sizes in Opaque Bodies« (Journal of Metal, März 1953, Seite 447) ermittelte Wert.

Erfindungsgemäß wird ein Nitriddispersoid in dem Stahl durch innere Nitrierung erzeugt. Die innere Nitridbildung folgt den Diffusionsgesetzen, so daß die Zeit, innerhalb der ein vorliegender Stahlgegenstand vollständig nitriert ist, zu dem Quadrat der halben Dicke proportional ist Dieses stellt einen einschränkenden Faktor für die Dicke bei kontinuierlichem Fließbandverfahren dar, so daß die vorliegenden Werkstücke die Form dünner Bleche aufweisen sollen. Außerdem erhöht sich der IPS mit zunehmendem Abstand von der Oberfläche.

Das als Nitridbildner verwendete Titan ist in einer Menge anwesend, die zur Herstellung von Kornabständen von weniger als 10 Mikron, vorzugsweise weniger als 2 Mikron, ausreicht, wobei der Volumenanteil von dem IPS abhängig ist und bei einem kleineren IPS bei einer konstanten Teilchengröße größer ist. Titan besitzt

Tabelle I

Zusammensetzung des Versuchsmaterials

eine sehr geringe Löslichkeit in dem behandelten austenitischen Stahl, so daß dessen Neigung sich bei den anwendungsgemäßen erhöhten Temperaturen zu vergrößern, verringert wird Titan selbst hat eine verhältnismäßig hohe Löslichkeit in rostfreiem Stahl und sein Nitrid hat eine sehr hohe freie Bildungsenergie. Es wurde festgestellt, daß bei einer gegebenen Temperatur und einem vorbestimmten Titangehalt die Nitridbildung um so schneller verläuft je geringer der erhaltene Kornabstand ist Außerdem verringert sich bei sonst gleichen Bedingungen der Kornabstand mit abnehmender Temperatur aufgrund der größeren Anzahl der keimbildenden Teilchen. Das Diffusionsvermögen nimmt mit der Temperatur sehr stark ab, und es gibt praktische Grenzwerte, unter denen das Verfahren nicht wirtschaftlich ist Ein hohes Stickstoffkonzentrationsgefälle in dem Stahlgegenstand ist erforderlich, um die Nitriergeschwindigkeit bei einer gegebenen Temperatur zu erhöhen.

Die Stickstoffquelle für die innere Nitrierung kann eine Atmosphäre sein, die entweder in geeigneter Weise behandelter Ammoniak oder Stickstoff sein kann. Mischungen dieser beiden Stoffe oder mit anderen verträglichen Gasen können ebenfalls verwendet werden. Der Ausdruck »verträgliche Gase«, wie er hier verwendet wird, bezieht sich auf ein nicht oxydierendes oder inertes Gas, wie z. B. Wasserstoff oder Argon. Der Feuchtigkeitsgehalt soll möglichst niedrig sein, und feuchtigkeitsfreier und sauerstofffreier Ammoniak wird hierbei bevorzugt Vorhandene geringe Mengen an Feuchtigkeit oder Sauerstoff beeinflussen ernsthaft die Nitriergeschwindigkeit in Stickstoff.

Die Entfernung von überschüssigem Stickstoff nach der Nitrierung kann in einem Vakuum oder durch die Verwendung eines Spülgases, wie z. B. Wasserstoff oder eines anderen, nicht mit dem Material reagierenden Gases, bewirkt werden. Eine Homogenisierung von überschüssigem Stickstoff in dem Metall kann in einer leicht oxydierenden Atmosphäre oder in einer verdünnten stickstoffhaltigen Atmosphäre durchgeführt werden. In einem herkömmlichen Heißwandofen sollte bei der Nitrierung eine zweckmäßige Fließgeschwindigkeit von z. B. Ammoniak eingestellt werden. In einem Kaltwandofen wird zweckmäßig ein gasartiges Verdünnungsmittel, das dem Ammoniak zugesetzt worden ist, verwendet.

Die nachfolgenden Beispiele dienen zur Erläuterung der Erfindung und der dabei erhaltenen, verbesserten Eigenschaften des Werkstoffs. In diesen Beispielen

so wurden Blechproben nitriert und einem Zerreißversuch sowohl bei Zimmertemperatur als auch bei 1093° C unterworfen. Wie aus Tabelle 1, in der die Zusammensetzung der Proben angegeben ist, ersichtlich ist, bestehen beide Proben aus Stahl vom Typ 304 L mit Titanzusätzen.

Charge Nr.

Mn

Cr

Ni

Ti

RV 2252
RV 2253

0,0060
0,0094

0,48
0,32

0,008
0,010

0,003
0,005

18,01
18,01

12,00
12,00

1,22
2,03

0,010
0,010

Rest Rest

Die oben beschriebenen Proben wurden unter verschiedenen Bedingungen in Ammoniak nitriert. Die Nitrierbedingungen sind in Tabelle II angegeben.

5

Tabelle II

Nr.

37 10 Min. bei 1315,5 C in roh NH₃ bei 275 l/h 38-H 10 Min. bei 1204,4 C in roh. NH₃ bei 370 l/h und 1 Std. bei 1093,3 C in H₂

39 20 Min. bei 1204,4 C in roh. NH₃ bei 275 l/h

40 20Min. bei 1260,0 C in roh. NH₃ bei 370l/h

Im Anschluß an die oben beschriebene Nitrierung wurden die Proben auf Zugfestigkeit geprüft und die Zugfestigkeitseigenschaften sind in den Tabellen III und IV angegeben. Die in Tabelle III enthaltenen Angaben sind die Prüfergebnisse bei Zimmertemperatur, und in Tabelle IV sind die Zugfestigkeitseigenschaften bei 1093,3⁰C wiedergegeben.

Tabelle III

Zugfestigkeitseigenschafter bei Zimmertemperatur

Nr.	Probe	0,2 % Dehn grenze kg/mm²	Äußerste Zug festigkeit kg/mm²	% Dehnung 5,08 cm	Ein schnürung %
Vergleich	RV 2252	17,6	52,0	60,0	41,5
Vergleich	RV 2253	21,8	56,2	46,0	41,9
37	RV 2252	44,3	85,8	22,5	23,2
37	RV2252-A*)	38,0	83,7	22,5	20,2
37	RV 2253	42,2	92,8	21,0	32,2
37	RV 2253-A	45,9	91,4	20,0	27,3
38-H	RV 2252	55,5	95,6	20,0	26,7
38-H	RV 2253	62,6	99,8	**)	26,8
39	RV 2252	61,9	104,0	21,0	25,3
39	RV 2252-A	66,1	103,3	11,5	15,8
39	RV 2253-A	69,6	110,4	13,0	22,8
40	RV 2252	56,2	92,8	18,0	25,7
40	RV 2252-A	59,1	93,5	**)	14,4
40	RV 2253	57,7	100,5	12,0	30,0
40	RV 2253-A	59,8	101,2	18,0	25,1

*) »A« bezeichnet ein Material, das 5 Min. lang an der Luft vorwärmebehandelt und vor dem Nitrieren sauber gebeizt wurde. Alle anderen Materialien wurden im kalt bearbeiteten Zustand nitriert
**) Probe brach außerhalb der Meßmarkierungen.

Tabelle IV

Zugfestigkeitseigenschaften bei 1093,3 ⁰C *)

Nr.	Probe	0,2 %	Äußerste	% Dehn-
		Dehnstrecke	Zugfestigkeit	nung
		kg/mm²	kg/mm²	5,08 cm
Vergleich **)	RV 2252	1,3-0,7	2,2-2,0	18,1-55,0
Vergleich **)	RV 2253	0,6-0,6	2,7-1,5	64,9-9,2
37	RV 2252	4,4	7,3	7,2
37	RV 2253	5,5	8,6	11,4
38-H	RV 2252	-	10,6	1,8
38-H	RV 2252-A	9,3	9,5	0,9
38-H	RV 2253	12,1	15,4	3,1
38-H	RV 2253-A	11,7 .	12,1	0,7
39	RV 2252	7,2	11,0	4,3

	7	Prole	19 28 695	8	Äußerste	% Dehn-
					Zugfestigkeit	nung
Fortsetzung				kg/mm³	5,08 cm
Nr.		RV 2253	0,2 %	11,5	5,2
		RV 2252	Dehnstrecke	9,8	2,7
		RV 2252-A	kg/mm²	9,4	0,9
39)**		RV 2253	8,2	11,0	9,2
40		RV 2253-A	7,6	11,6	2,0
40		7,6
40		7,0
40		8,2

*) Die Proben wurden wegen ihrer Dünne zum Schutz gegen Oxydation mit dem Handelsprodukt »No-Carb« beschichtet.

*·) Zwei Versuche.

Die Wirkung des Kornabstands auf die Zugfestigkeitseigenschaften wird bei einem Vergleich dieser Faktoren deutlich erkennbar. Der Kornabstand der Proben, die wie oben beschrieben behandelt wurden, ist in Tabelle V angegeben. Aus der Tabelle ist ersichtlich, daß das Material um so stärker bei 1093,3° C ist, je geringer der IPS ist Charge Nr.

RV 2252 RV 2253

Nr.

39 39

IPS

*) Gemessen bei 0,0254 mm unterhalb der Probenoberfläche.

Tabelle V

Zwischenraum zwischen den Teilchen (IPS)

Charge Nr.

Nr.

RV 2252 RV 2253 RV 2252 RV 2253

Tabelle VI

37 37

38-H 38-H

IPS

>2μ >2μ

~5μ ~5μ Die in der Legierung anwesende Titanmenge hat einen Einfluß auf die Streckgrenze des Materials nach der Nitrierung, wie an Hand einer Reihe von Beispielen aus der Tabelle VI ersichtlich ist Die in der Tabelle aufgeführten Prüfergebnisse sind die Eigenschaften bei Zimmertemperatur, die Festigkeit wird jedoch bei allen Temperaturen von den angegebenen Eigenschaften beeinflußt Wie bereits erwähnt wurde, wird zur Erlangung von ständig hervorragenden Eigenschaften bevorzugt, einen austenitischen Stahl mit 0,5 bis 3% Titan zu behandela

Wirkung des Titangehalts auf die Festigkeitseigenschaften bei Zimmertemperatur *)

% Ti

Blechdicke

Nitriertemperatur

⁰C 0,2 % Dehngrenze

kg/mm² **)

Äußerste Zugfestigkeit

kg/mm²

% Dehnung

3,175 cm

0/78 2,03 0,78 2,03 0,78 1,22 2,03 0,78 1,22 2,03 0,78 2,03

0,127 0,127 0,254 0,254 0,127 0,127 0,127 0,254 0,254 0,254 0,127 0,127

982,2 982,2

1040,5 10404 10404 10404 10404 10404 10933 1093^ 51,1 70,0 45,7 61,2 53,8 58,9 693 453 48,8

6U 51,7 693

72,4

105,0

81,4

97,6

87,0

87,5

101,7

74,4

763

964

81,4

103,1

12,5 15,5 32,5 14,0 274 12,5 114 15,0 10,0 12,5 17,0 15,0

*) Nominale Znsammensetzung des Grundmaterials 18Cr-IlNi-O₇OlB-CSOMn-OJSSi-O₅OKM-Ti SO % kaltgewalzt vor dem Nitrieren.

**) Aue Proben wurden 10 Standen lang in trockenem H2 bei 10933 Stickstoff zu entfernen.

denitriert, um löslichen

Aus der Tabelle ist erkennbar, daß die Verbesserung der Streckgrenze und Zugfestigkeit zu einem geringen Nachlassen der Duktilität führt. Trotzdem zeigt das Material nach der erfindungsgemäßen Behandlung weitaus bessere Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen als das bisher erhältliche.

Die zur Herstellung der Dispersoide angewandte Nitriertemperatur ist besonders bei größeren Dicken

10

von Bedeutung. Die Dicke allein beeinflußt auch die bei der inneren Nitridbildung erhaltenen Eigenschaften. Diese Abhängigkeiten sind aus den in Tabelle VlI und VIII angegebenen Daten ersichtlich, weiche die Wirkung der Nitriertemperatur auf die mechanischen Eigenschaften bei Zimmertemperatur bzw. die Wirkung der Blechdicke auf diese wiedergeben.

Tabelle VII	Nitriertemperatur	auf die mechanischen Eigenschaften bei	0,2% Dehn	Äußerste	Zimmertem-
Wirkung der			grenze	Zugfestigkeit
peratur*)	Vorzustand	Blechdicke	kg/mm²	kg/mm²	% Deh
Nitrier			42,0	56,2	nung
temperatur		mm			3,175 cm
"C	wärme	0,254	53,3	85,6	3,0
982,2	behandelt		44,8	86,7
	desgl.	0,254	75,0	97,6	11,5
1093,3	desgl.	0,254			18,0
1212,8	50% kalt	0,0508	72,1	94,3	6,0
1040,5	gewalzt		70,0	105,0
	desgl.	0,0508	69,3	101,7	5,0
1093,3	desgl.	0,127	69,3	103,1	15,5
982,2	desgl.	0,127	61,2	97,6	11,5
1040,5	desgl.	0,127	61,2	96,5	15,0
1093,3	desgl.	0,254	57,0	93,1	14,0
982,2	desgl.	0,254			12,5
1040,5	desgl.	0,254	12,5
1093,3

*) Nominale Zusammensetzung des Grundmaterials Alle Proben wurden wie in Tabelle I denitriert.

Tabelle VIII

Wirkung der Blechdicke auf die mechanischen Eigenschaften bei Zimmertemperatur*)

Blechdicke	Nitrier	0,2 % Dehn	Äußerste Zug	•/.Deh
	temperatur	grenze	festigkeit	nung
mm	⁰C	kg/mm²	kg/mm²	3,175 cm
0,127	982,2	70,0	105,0	15,5
0,254	982,2	61,2	97,6	14,0
0,0508	1040,5	75,0	97,0	6,0
0,127	1040,5	69,3	101,7	IU
0,254	1040,5	61,2	96,5	124
0,0508	1093,3	72,1	94,3	5,0
0,127	1093,3	69,3	103,1	15,0
0,254	1093,3	57,3	93,1	12^
0,508	1093,3	53,3	86,1	104

*) Nominale Zusammensetzung des Grundmaterials 18Cr-12Ni-2Ti-' Alle Proben wurden wie in Tabelle I denitriert

Um maximale Eigenschaften für Anwendungen bei 1093,3 °C zu schaffen, werden Nitrierteinperatnren im Bereich von 1037,7 °C bevorzugt Dieser Einfluß ist durch die in Tabelle IX angegebenen Daten wiedergegeben.

	Tabelle IX	Entgasungszeit *)	0,2 % Dehn grenze kg/ mm'	Eigenschaften bei	1093,3 C von
		3Std.	9,7	Äußerste Zug festigkeit kg/mm²	% Deh nung 3,17 cm
J 1		3Std.	9,5	16,9	3,2
	Wirkung der Nitriertemperatur auf die mechanischen einer Legierung mit 2,03 % Ti (0,254 mm dick)	lOStd.	11,3	13,6	7,2
I	Nitriertemperatur C	10 Std.	8,7	15,3	3,2
ί	1040,5		12,5	9,2
Pi I	1212,8
1040,5
1212,8

*) Entgasen in trockenem H₂ bei 1093,3 C, um überschüssigen Stickstoff zu entfernen.

Der vorliegende Werkstoff kann gegebenenfalls Bor enthalten, um eine Teilchenstabilität beim Zeitstandverhalten zu erreichen. Es wurde jedoch festgestellt, daß die Anwesenheit von Bor die Nitriergeschwindigkeit herabsetzt. Im allgemeinen kann bis zu etwa 0,01% Bor mit zufriedenstellenden Ergebnissen verwendet werden. Außerdem wurde festgestellt, daß die zusätzliche Anwesenheit von etwa 2% Silizium oder 1 % Molybdän keine schädliche Wirkung auf die Nitriergeschwindigkeit oder den Nitriervorgang ausübt. Anwesender Kohlenstoff bewirkt, daß vorhandenes Titan aus der Lösung entfernt wird. In vielen Fällen kann es wünschenswert sein, den Kohlenstoffgehalt niedrig zu halten, damit Titan nicht gebunden wird. Ein Anteil von 0,03% Kohlenstoff darf nicht überschritten werden.

Claims

Patentanspruch:

Verwendung eines austenitischen 18% Chrom-12% Nickel-Stahltyps mit höchstens 0,03% Kohlenstoff und 0,5 bis 2% Titan, der durch innere Nitrierung in einer Stickstoff abgebenden Gasatmosphäre unter Überdruck bei Temperaturen zwischen 87O⁰C und dem Schmelzpunkt unter Bildung feinverteilter Titannitride ausscheidungsge- ι ο härtet und dessen überschüssiger Stickstoffanteil zur Vermeidung der Bildung von Chromnitriden durch eine Vakuumbehandlung oder Gasspülung aus dem Stahl entfernt ist, als Werkstoff für die Luftfahrtindustrie in Form dünner, korrosionsfester Bleche mit verbesserter Warmfestigkeit bei Temperaturen über 76O⁰C.

Es ist bekannt, bestimmte mechanische Eigenschaften von Legierungen wie Streckgrenze, Zugfestigkeit oder Widerstand gegen Dehnung durch Dispersionsverstärkung zu verbessern. — Viele Verfahren zur Dispersionsverstärkung von Materialien sind bereits bekannt Dieser Vorgang erfordert eine Zwei-Phasen-Struktur, die aus harten, in einem starken, aber duktilen Gefüge verteilten Teilchen besteht Beste Eigenschaften werden erzielt, wenn der Zwischenraum zwischen den Teilchen klein und die harte zweite Phase in dem duktilen Gefüge auch nach langzeitiger Beanspruchung bei erhöhten Temperaturen stabil ist Das üblichste Verfahren dieser Dispersionsverstärkung ist die Ausscheidungshärtung, wobei eine nicht stabile, feste Lösung auf einer Temperatur gehalten wird, bei welcher ausreichende atomare Beweglichkeit für die Phasen verminderter Löslichkeit vorhanden ist, so daß sich eine feine Struktur aus dem Gefüge ausscheidet. Derartige Zusammensetzungen können jedoch normalerweise nicht eine lange Zeitdauer oberhalb der Ausscheidungstemperatur verwendet werden, da die Möglichkeit der Auflösung und/oder des Anwachsens der ausgefällten Teilchen besteht, was einen Verlust von Festigkeit zur Folge hat. Bei einem zweiten Weg zur Dispersionsverstärkung wird ein hitzebeständiges Material, wie z. B. Thoriumoxyd verwendet, das in einem Metallgefüge, wie z. B. in Nickel oder einer Nickellegierung, dispergiert ist Nach einem dritten Verfahren erfolgt die Dispersionsverstärkung durch innere Oxydation einer Metallkomponente. Bei diesem Verfahren wird das einen starken Oxydbildner enthaltende Material in einer Sauerstoff enthaltenden Atmosphäre gehalten, die das Grundmaterial reduzieren kann, jedoch nicht den Oxydbildnern. Der Sauerstoff diffundiert durch das Grundmaterial und reagiert mit dem aktiven Element, wodurch eine verhältnismäßig unlösliche und fein zerteilte harte Phase in dem gesamten Gefüge gebildet wird. Bei diesen Teilchen tritt das oben erwähnte Problem der Wiederauflösung, wie es in anderen Systemen der Ausscheidungshärtung üblich ist, nicht auf. Das Verfahren der inneren Oxydation hat jedoch keine weitverbreitete technische Anwendung gefunden, hauptsächlich aufgrund des sehr langsamen Diffusionsvermögens von Sauerstoff und der langen Zeit, die zur vollständigen inneren Oxydation notwendig ist.

Aufgrund ihrer guten Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit wurden rostfreie austenitische Stähle bisher für Beanspruchungen bei hohen Temperaturen verwendet Als Maßnahme zur Verstärkung von rostfreien Stählen wurde beispielsweise eine Kaltbearbeitung angewendet Da die Wirkung der Kaltbearbeitung bei erhöhten Temperaturen schnell verloren geht, wurde außerdem die Verstärkung durch Ausscheidung von intermetallischen Verbindungen in Erwägung gezogen. Die meisten Legierungen, die sich für die Ausscheidungshärtung eignen, unterliegen jedoch bei Temperaturen über 7O4°C — 760⁰C dem Problem" der Wiederauflösung, wie es oben beschrieben wurde.

Ferner ist beispielsweise aus der Dissertation von Chen (1965, erhältlich von University Microfilms Limited, High Wycomb, England) mit dem Titel »Dispersion Strenghening of Iron Alloys to internal Nitridung« bekannt, eine Ausscheidungshärtung durch Behandlung von Nitridbildner enthaltenden Eisenlegierungen mit Ammoniak oder Stickstoff bei erhöhten Temperaturen unter innerer Nitrierung durchzuführen. Da bei den untersuchten Bedingungen gefunden wurde, daß bei einer Chrom-reichen Eisenlegierung eine starke Bildung von Chromnitrid auftrat, wurden die umfangreichen Untersuchungen mit dem ausscheidungsgehärteten Eisenlegierungen absichtlich auf eine praktisch Chrom-freie Legierung beschränkt Aus der Tatsache der umfangreichen Bildung von Chromnitrid kann abgeleitet werden, daß Chrom-haltige Eisenlegierungen bei der Nitrierung ihrer Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit weitgehend verlieren.

Aus der französischen Patentschrift 7 29 466 ist weiterhin bekannt, austenistische Eisenlegierungen bei erhöhten Temperaturen einer Nitrierungsbehandlung auszusetzen. Der so behandelte Stahl konnte dabei sowohl Chrom und Nickel, aber auch Nitrid-bildende Bestandteile enthalten. Ziel und Ergebnis der Nitrierung war jedoch die Bildung einer harten Oberflächenschicht, wobei sich hinsichtlich des Nitridanteils ein Gradiant abnehmender Konzentration zum Innern des Werkstoffstückes hin ausbildete. Bei diesen bekannten Verfahren wird also keine gleichmäßige Verteilung der Nitridteilchen über den gesamten Querschnitt des Werkstücks erhalten, und es ist auch nicht möglich, die selektive Bildung eines bestimmten Nitrids (beispielsweise von Titannitrid) innerhalb des Gesamtwerkstücks zu erreichen.

Schließlich ist in der US-Patentschrift 23 00 274 ein Verfahren beschrieben, bei dem austenitischer Stahl, welcher Chrom und Nickel enthält, einer Wärmebehandlung von etwa 1100° C in einer Stickstoff/Wasserstoff-Atmosphäre ausgesetzt und danach zunächst langsam und dann schnell abgekühlt wird. Aus dieser Patentschrift geht zwar hervor, daß auch Carbid-bildende Substanzen in der Legierung anwesend sein können. Sie gibt aber keinerlei Anregungen hinsichtlich der Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften der behandelten Legierung, und es findet sich auch kein Hinweis auf die Bildung eines Nitriddispersoids und der daraus resultierenden Ausscheidungshärtung.

Aufgabe der Erfindung ist die Schaffung eines Werkstoffs mit speziellen Hochtemperatureigenschaften, für den durch die fortschreitende Entwicklung in der Luftfahrtindustrie ein zunehmender Bedarf bestand. Dieser Werkstoff soll auf der Grundlage von bestimmten austenitischen Stahltypen mit 18% Chron und 12% Nickel eine verbesserte Wärmefestigkeit bei Temperaturen über 76O⁰C und verbesserte mechanische Eigenschaften, welche für die Luftfahrtindustrie wichtig sind, aufweisen. Gleichzeitig soll dieser Werkstoff eine