DE2025359A1

DE2025359A1 - Semiferntische nichtrostende Stähle

Info

Publication number: DE2025359A1
Application number: DE19702025359
Authority: DE
Inventors: Andre; Tricot. Roland; Lefevre Jean; Albertville Savoie Gueussier (Frankreich)
Original assignee: Fa. Ugine Kuhlmann, Paris
Priority date: 1969-06-03
Filing date: 1970-05-23
Publication date: 1971-02-11
Also published as: GB1306415A; CH525961A; DE2025359B2; BE750778A; LU61035A1; ZA703698B; SE417442B; CA932182A; NL7007964A; DE2064976A1; AT321341B; FR2045584A1; CS196439B2; NL169199C; JPS505974B1; NL169199B

Description

PATENTANWALT DR. HANS-GUNTHER EGGERT, DIPLOMCHEMIKEk

5 KDLN-LINDENTHAL PETER-KINTGEN-STRASSE 2

Köln, den 8. Mai Ax/Eg/pz/lo4

Ugine Kuhlmann, Io rue du General Foy, Paris 8e/Frankreioh

Semiferritische nichtrostende Stähle

Die Erfindung betrifft neue semiferritische nicht rostende Stähle und ein Verfahren zur Wärmebehandlung dieser Stähle.

Die bekannten semiferritischen nicht rostenden Stähle, die im Wesentlichen 16 - 18 % Chrom enthalten, haben die folgenden Zusammensetzungen (in Gew.-^):

APNOR-Norm	max.	Z 8 C 17	Z '8 CD 17	Z Io CP 17
C	max.	^; 0,1	<o,l	^o,12
Mn,	max.	l,o	l,o	1,5
Si	max.	l,o	l,o	l,o
P		o,o4	o,o4	o,o6
S		o,o3	o,o3	^ o, 15
Ni		*f 0,5	^ o,5	*^ °5**
Cr	16-18	16-18	16-18
Mo		o,9/l,3

Diese Legierungen sind durch eine Mischstruktur aus 6 Ferrit + f -Austenit ia Temperaturbereich gekennzeichnet, der gewöhnlich für ihre Warmverformung (aehmieden, Walzen) angewandt wird. In diesem Temperaturbereich, der ungefähr zwischen l;5oo° C (Temperatur Ap-) und 85o° C (Temperatur A, )

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liegt, durchläuft der Austenitanteil ein Maximum bei einer Temperatur in der Nähe von lloo⁰ C. Erbeträgt gewöhnlich Io - 4o %, Durch schnelle Abkühlung geht dieser Austenit in Martensit über.. Durch Anlassen bei einer Temperatur unterhalb von A, ist es möglich, den so gebildeten Martensit zu zersetzen und ein aus Ferrit und Carbiden bestehendes homogenes Gefüge gemäß dem folgenden Schema zu erhalten:

Warmgefüge: & -Ferrit + If-Austenit

Struktur nach Kühlung: S-Ferrit + M -Martensit Gefüge nach dem Anlassen: ^-Ferrit + <?c -Ferrit + C-Carbide

Das letztgenannte Gefüge entspricht den klassischen Gebrauchsbedingungen dieser Werkstoffe in Form von Stabmaterial, Blech oder Draht.

Schnelles Abkühlen des Warmgefüges eines semiferritischen Stahls· (dies ist insbesondere der Fall bei einer Schweisszone) hat einerseits ein Kornwachstum des S -Ferrits und andererseits die Umwandlung des gebildeten Austenits in Martensit zur Folge. Das Vorhandensein dieser Umwandlung ist zu einem großen Teil für die Sprödigkeit von Schweissungen verantwortlich, da sie eine spröde martensitische Phase an den Korngrenzen des ferritiscftien Gefüges hinter-» läßt.

Die einzige wirtschaftliche Lösung, die zur Verbesserung der Schweissbarkeit von halbferritischen Stählen vorgeschlagen wurde, besteht darin, ein vollständig ferritisches Gefüge anzustreben. Der Zusatz von Titan (Werkstoff Nr. 45I0 : C ^-0,Io $>, Si ^ 1 %_t Mn < 1 %, Cr 17 %_t Ti # >- 7 C $ oder Niob (Werkstoff Nr. 4511: C ^r o,lo ^, 1,5 %, Mn^lJi, Cr 17,5 % Nb % ~^ 12 C %) wird

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2 CT2£3 5 9

hierzu am häufigsten angewandt. Diese Methode ermöglicht nicht die Ausschaltung der Schwierigkeiten, die im Zusammenhang mit dem Kornwachstum von vollständig ferritischem Gefüge auftreten. Ein vollständig ferritisches Gefüge wirft bekanntlich Probleme beim Warmwalzen mit kontinuierlichen Straßen, beim Erhitzen von Blöcken und Schleifen von Brammen (Gefügesprödigkeit) auf.

Die halbferritischen Stähle haben schließlich den Vorteil, daß sie sich leicht zu Blech oder Draht verarbeiten lassen, der Korrosion unter Spannung in chlorhaltiger Lösung widerstehen und einen mäßigen Preis haben. Sie haben den Nachteil, daß sie nach dem Schweissen spröde sind und eine zuweilen ungenügende Korrosionsbeständigkeit haben.

Durch Zusatz von Nickel, Mangan oder einer geeigneten Kombination dieser beiden Elemente ist es möglich, das Gefüge von halbferritischen Stählen, die 17 % Chrom enthalten, in ein bei jeder Temperatur, insbesondere unter den Gebrauchsbedingungen vollständig austenitisches Gefüge umzuwandeln. Diese neue Familie von Stählen entspricht den austenitischen nicht rostenden Stählen, für die nachstehend einige klassische Zusammensetzungen angegeben werden.

Stähle	Z Io CN l8-o9	Z 6 CND 17-11	AISI 2ol
C max.	o, 12	o,o7	o,15
Mn max.	2,o	2,o	5,5-7,5
25 Si max.	l,o	1,0	l,o
P max.	o,o4	o,o4	o,o6
S max.	o,o3	O, Oj	o,o3
Ni	8-lo	1O-12	3,5-5,5
Cr	17-19	16-18	16-18
3o Mo		2-2/5

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Diese Stähle werden im abgeschrecktem oder gehärtetem Zustand verwendet. Sie haben den Vorteil einer guten Schweissbarkeit und einer guten Korrosionsbeständigkeit und den Nachteil einer starken Erhöhung des Preises der Legierung aufgrund des Zusatzes von Nickel oder einer Kombination der Elemente Nickel und Molybdän, einer besonderen Empfänglichkeit für Korrosion unter Spannung, wodurch ihre Verwendung für gewisse Zwecke (Warmwasserbereiter) begrenzt wird, und einer niedrigen Elastizitätsgrenze. Die sogenannten Io Austenite-ferritischen Stähle bilden eine Zwischengruppe zwischen den halbferritischen Stählen und den austenitischen Stählen. Ihre Zusammensetzung wird so gewählt, daß ein Zweiphasengefüge Austenit + Ferrit erhalten wird. Der grundlegende Unterschied zwischen dieser Gruppe von Stählen und den halbferritischen Stähten, die in warmem Zustand ebenfalls eine verhältnismäßig hohe Austenitmenge enthalten, liegt in der besonderen Stabilität dieses Zweiphasengefüges im Gegensatz zu den halbferritischen Stählen, deren Gefüge nach dem Anlassen zu Ferrit + Carbiden zersetzt wird, wie bereits oben erwähnt wurde. Einige Zusammensetzungen von Stählen, die zu dieser Gruppe gehören, sind nachstehend genannt.

C Si ivin Ni Cr Ti Cu Mo

	ο,	o5	ο,	5	Io	5	2,	ο	18	0	,4
25	ο,	o5	ο,	5	ο,	5	8		2ο		-
	0,	o5	ο,	5	ο,	6,	5	26	0	,2

1,5

Die normale Wärmebehandlung vor der Verwendung ist eine Abschreckung mit hoher Geschwindigkeit von einer Temperatur von Io5o bis II50⁰ C. Diese Stähle haben' den Vorteil einer verbesserten Schweissbarkeit im Vergleich zu den semiferritischen Stählen, deren Empfindlichkeit gegenüber

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Kornwachstum sie jedoch bewahren, und einer erhöhten Korrosionsbeständigkeit unter Spannung im Vergleich zu den austenitischen Stählen. Sie haben den Nachteil, daß sie schwierig warmwalzbar sind. Hieraus und aus der Zusammen-Setzung ergibt sich eine starke Steigerung des Preises der Legierung.

Die Stähle, die Gegenstand der Erfindung sind, lehnen sich an die Gruppe der semiferritischen nicht-rostenden Stähle an, zeigen jedoch eine deutliche Verbesserung der Schweiss barkeit und der Korrosionsbeständigkeit im Vergleich zu den anderen Stählen der Gruppe. Die vorgesehene Wärmebehandlung ermöglicht eine Steigerung der Produktivität von Anlagen zur Herstellung von Blech, Barren und Draht aus Stählen gemäß der Erfindung, bedingt durch eine erhebliche Verkürzung der Gesamtzeit der Verwendung der Behandlungsöfen.

In der folgenden Beschreibung werden die Begriffe Chromäquivalent des Stahls: (# Cr) + (#Si) + (#Mo) + 4 (#Ti + % Nb) und Nickeläquivalentί {% Ni) + ο,5 (# Mn) + d,5 {% Cu) + {% Co) + 2o {% C + % N₂) und die Darstellung eines Stahls durch einen Punkt im Rechtecks-Koordinatensystem verwendet, wie es in der Abbildung dargestellt ist, wobei auf die Abszissen das Chromäquivalent und auf die Ordinaten das Nickeläquivalent wie vorstehend definiert .25 aufgetragen sind.

r .Die Stähle gemäß der Erfindung mit einem ehalt an

lssii&?t zwischen Io und 5o Gew.-^ sind durch die folgende - Zusammensetzung (in Gew.-%) gekennzeichnet:

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C ^o,2 $, Mn lblslo %_t Si ^ 3 %, Ni <5 #, Cr Mos^3 Ji, Cu <5 Ji, Co <lo Ji, N₂^ o,3 #, Ti <_# Nb ^.1 %, B ^o,oo5 %, Al 0,5 ^,Rest Pe und Verunreinigungen. Sie sind ferner dadurch gekennzeichnet, daß ihre repräsentativen Punkte im Koordinatensystem (Cr-Äquivalent - Ni-Äquivalent) im Innern des Vielecks liegen, das durch die Punkte A (15-4,5) B (l8,5-8) C (24-8) D (24-6) E (2o-2) begrenzt ist.

Diese Stähle haben im heißen Zustand ein Gefüge, das mit dem der halbferritischen Stähle (Ferrit + Austenit) identisch ist, aber sie bewahren dieses Zweiphasengefüge bei Abkühlung ohne Bildung einer spröden martensitischen Phase. Aufgrund dieser Tatsache haben sie in Bezug auf Schweissbarkeit Eigenschaften, die die üblichen halbferritischen Stähle nicht aufweisen. Ebenso haben sie eine höhere Korrosionsbeständigkeit als die üblichen halbferritischen Stähle.

Unter den Stählen gemäß der Erfindung befindet sich eine erste Gruppe, die aufgrund ihres geringen Gehaltes an teuren Zusatzelementen vorteilhaft ist und die folgende engere Zusammensetzung hat: C^o,l %> Mn .3 Ms 6* #, Si^l %, Ni^l %, Cr 18 - 22 %, Mo < 1,5 Jg, Cu <1 %, N₂^ o,l %_f Rest Pe und Verunreinigungen.

Eine andere Gruppe, die infolge ihrer, Korrosionsbeständigkeit bemerkenswert ist, hat die folgende engere Zusammensetzung: C «ςο,Ι #, Mn 3 bis 6 %, Si <a %, Ni <1 %, Cr 15 - 18 %, Mo 1,5-3 %, Cu^₅I %, N₂^.o^l ^,Rest Pe und Verunreinigungen.

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Eine Gruppe, die hiervon durch Ersatz eines Teils des Molybdäns durch Silicium abgeleitet ist, hat vergleichbare Eigenschaften. Sie enthält 1 bis 2 % Si und o,5 bis 2 % Mo, Rest unverändert.

Wenn die Verformbarkeit der Stähle gemäß der Erfindung verbessert werden soll, kann man in bekannter Weise Schwefel und/oder Selen und/oder Tellur in einer Gesamtmenge von nicht mehr als o,4 % zusetzen.

Die Stähle gemäß der Erfindung, die in Form von Blech, Barren, Stäben oder Draht geliefert werden, können den üblichen Arbeitsgängen bei der Herstellung von halbferritischem Stahl des Typs Z 8 C 17 unterworfen werden, nämlich Blockwalzen, Warmwalzen, Blankglühen, Kaltwalzen oder Drahtziehen und Fertigglühung. Die Glühung, die anschliessend an den letzten Warmwalzstich erfolgt, ist normalerweise ein längeres Anlassen bei einer Temperatur von etwa 8oo C, das zu maximaler Verringerung der Härte führt, die für die anschließenden Arbeitsgänge der Kaltverformung günstig ist.

Gemäß der neuen Durchführungsweise dieses Anlassens, die einen Teil der Erfindung bildet, arbeitet man in zwei Stufen: Die erste Stufe ist eine Umwandlung des bei Umgebungstemperatur bestehen gebliebenen Austenits in Martensit und die zweite Stufe eine Umwandlung dieses Martensits in Ferrit und Carbide.

Die erste Stufe besteht aus einem der folgenden, wahlweise durchgeführten Arbeitsgänge:

1. Anlassen zwischen 7oo und 9oo° C, vorzugsweise zwischen

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• - 8 -

75o und 8οο° C, z.B. für 4.Std., mit anschließender langsamer Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von etwa 25° C/ Std. bis auf 65o° C und anschließender Abkühlung an der Luft.

2. Kaltbehandlung, z.B. 3 Std. bei minus 8o° C.

3. Kaltverformung bei Umgebungstemperatur, z.B. Kaltwalzung ■ oder Kaltdrahtziehen mit einer Querschnittsverminderung von wenigstens J>o %.

4. Langsame Abkühlung von der Austrittstemperatür aus dem letzten Warmwalzstich,(z.B. Abkühlung um 25° C/Std. von 85o° auf 65o° C) mit anschließender Abkühlung an der Luft.

Die zweite Stufe ist eine Vergütung bei einer Temperatur unter 850⁰ C mit anschließendem Verschwinden des Martensits. Ihre Dauer, die eine Stunde oder sogar weniger betragen kann, ist erheblich kurzer als die des Üblichen einmaligen Anlassens von Io bis 2o Std., wodurch es möglich ist* die Rentabilität der Behandlungsöfen zu verbessern.

Beispielsweise wurden fünf Stahlproben mit folgender Zusammensetzung gemäß der Erfindung gegossen:

Guss Zusammensetzung, %

C Sl Mn Ni Cr Mo SP N₃

(1) 0,0^8 o,4 4,7 0,5 2o o,o2 0,005 o,ol9 0,051

(2) 0,063 o,4 9,2 o,2 23,1 o,öl 0,005 o,ol9 0,052 O) o,o44 0,3 4,4 0,1 17,4 1,98 0,016 0,023 o,o24

(4) o,o45 1,3 7,6 0,8 17,1 0,98 o,ol4 o,o23 0,023

(5) o,o64 1,9 5*2 0,1 16,8 0,96 0,017 o,o25 0,050

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Die mechanischen Eigenschaften wurden nach zweistufigem Anlassen gemäß der Erfindung geprüft. Zylindrische Prüfkörper von Io mm Durchmesser, geschmiedet und nicht vergütet, wurden 4 Std. bei 785° C angelassen, anschließend um 25° C/Std. auf 650⁰ C und dann an der Luft gekühlt, 15 Min. bei 75o° C vergütet und anschließend an der Luft gekühlt. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle · genannt.

GrUSS

kg/mm^£

kg/mm*

A % (L_o=5o mm)

i*

(D	56
(2)	58
O)	59
(4) :	63
(5)	68

33 34 35 39 44

30

29
26

25
31

56 58 58 58 77

Das Biegeverhalten von Schweissnähten an Stählen gemäß der Erfindung ohne jede Wärmebehandlung ist bedeutend besser als bei den üblichen halbferritischen Stählen.Der Vergleich der Mikrohärte der verschiedenen Bestandteile, die in der Schweissung üblicher halbferritischer Stähle und erfindungsgemäßer Stähle auftreten, führt zu folgenden Ergebnissen :

viGkers-Mikrohärte (aufgewendete Belastung 5og) -

Im Inneren des ferrit tischen Korns

An den Grenzen des ferritiaohen Kyra

üblicher halbferriti-Bcher Stahl

Stahl gemäß der Erfindung

martenaititsohe Phase)

auateniti»ohe Phase)

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- Io -

Die geringe Schlagzähigkeit der durch Verschmelzung hergestellten Verschweissung ist charakteristisch für semiferritische^nicht -rostende Stähle. Diese Schlagzähigkeit ist beim Stahl gemäß der Erfindung wesentlich höher, wie die folgende Tabelle zeigts .

Stähle Kerbschlagzähigkeit nach Charpy mit V-Kerbe, daJ/cm

halbferritisoh (Z 8 C 17) <o,5

ferritisch(Werkstoff 451o und o,5 bis 1,5

austenitisch-ferritisch 1,5 bis 3

austenitlsch (AISI 2ol und 2o2) 3*"' 4

Stähle gemäß der Erfindung 2 bis h

Hinsichtlich der Korrosion sind die beiden hauptsächlichen If Angriffsarten, denen nicht-rostende Stähle in der Praxis unterliegen können, die Korrosion durch Anfressung in Gegenwart von Gl"* -Ionen und die allgemeine Korrosion in verdünnter Säure und ohlorfreier Unsgebung.

Die nachstehend beschriebenen Versuche wurden an Blechen von Io mm Dicke vorgenommen. Die Bleche aus den Stählen gemäß der Erfindung wurden nach dem Warmwalzen der zweistufigen Vergütung gemäß der Erfindung unterworfen.

1. Korrosion durch Anfressen in Gegenwart von 01"* -Ionen in an sich nicht oxydierender« aber belüfteter Lösung_e Dies entspricht der atmosphärischen Korrosion (Cl" -Ionen ständig vorhanden * selbst in großer Entfernung vom Meer) und in Salzlösungen (L*b«nemAttelusw.)« Stark chlorierte oder ungehindert oxydierend« Lösungen erfordern Stähle mit wenigstens l8-lo Mo.

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- li -

Die Korrosionsbeständigkeit in diesem Bereich wurde durch die Korrosionsfraöspannung in Natriumchloridlösungen mit Hilfe einer Kurve der anodischen Polarisation ermittelt. Hierbei wurde festgestellt, daß die kathodische Reaktion der Sauerstoffreduktion unempfindlich gegenüber der Legierungszusammensetzung war. Die Bestimmung des KorrosionsfralpOtentials (anodische Chrakteristik) stellt somit einen guten Maßstab für die Einstufung der Legierungen dar.

In der folgenden Tabelle sind in Form von Bereichen die Ergebnisse von Vergleichsversuchen mit den verschiedenen genannten Stählen angegeben.

~Korrosionsfradfepannung (in mV?

in o,o2-molaren NaCl

halbferritisohe Stähle (Z 8017) 53o-58o ferritische Stühle (Werkstoff

451O und 4511) 5*o-59o

austenitisch-ferritfeche Stähle 65o-7Jo austenitische Manganstähle

(AISI 2ol-2o2) 6I0-660

austenitische Nickelstähle

(Z Io CN 18 -09) 64o-7oo

Stähle gemäß der Erfindung 620-680

2.Allgemeine Korrosion in verdünnter, chlorfreier Säure.

In der großen Mehrzahl der Kille muß ein nicht rostender Stahl sich in passivem Zustand befinden, um der Korrosion in saurer Umgebung zu widerstehen, da er anderenfalls zum aktiven Zustand korrodiert.

In einer bestimmten sauren Lösung ist ein gegebener nicht

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rostender Stahl passiv, wenn die kathodische Reaktion der Reduktion des Oxydationsmittels in Lösung (gelöster Sauerstoffi Pe^ + -Ionen,Cu -Ionen usw.) das Potential des Metalle in die Passivitätszone bringt. Dies 1st der Fall, wenn die Reduktionsgeschwindigkeit des .Oxydationsmittels,

ausgedrückt in A/cm , über der kritischen Passlvierungs-

intensität iVcm liegt, gemessen an der in Abwesenheit des Oxydationsmittels gezeichneten Kurve der anodischen Polarisation des Metalls. Umgekehrt sind die Stähle mit einem i_c-Wert, der unter dieser Geschwindigkeit liegt, bei einer gegebenen Reduktionsgeschwindigkeit des Oxydationsmittels passiv und die StMhIe mit einem größeren i -Wert aktiv« Die Erfahrung hat gelehrt, daß zumindest lh einem sehr weiten Bereich i. der entscheidende Parameter ist:

Der Stahl ist umso"besser", je kleiner i„ ist.

Stähle Kritischer Passivierungsstrom

(lo*"3 A.cm"²) in 2-molarer SO

halbferritische Stähle	11-15
(Z 8 C 17)	I0-15
ferritische Stähle (Werk
stoff 4510-4511)*
austenitisch-ferritische	0,5- 4
Stähl«
austenitische Manganstähle
(AISI 2O1-2C0	0,7-1,5
austenitische Kickelstähle
(Z Io CK 18 - 09)	2-6
Stähl· gemäß der Erfindung

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Die vorstehenden Ergebnisse ermöglichen es allgemein« die Legierungen gemäß der Erfindung auf ein Niveau zwischen den austenitischen Nickelstählen und den klassischen semiferritisehen Stählen einzustufen.

Die Stähle gemäß der Erfindung können in Form von Barren, Stäben j Blöcken, Blechen und Drähten für die verschiedensten Zwecke verwendet werden« Außer den üblichen Anwendungen* für semiferritische Stähle, austenitische Manganstähle oder Stähle mit niedrigem Nickelgehalt, z.B. im Dampfkessel-, Behälterr und Apparatebau, im Bauwesen, für Spülen, Radkappen, Stoßstangen und Zierleisten für Automobile, kommen sie aufgrund ihres Preises, der unter dem Preis der austenltischen und austenitisch-ferritischen Stähle liegt, und aufgrund der Qualitätsverbesserung, die sie gegenüber den.

semi-ferritischen Stählen aufweisen, für neue Anwendungen infrage. Beispielsweise eignen sie sich besonders gut für die Herstellung von Heißwasserbehältern, Autokühlern (aufgrund ihrer Korrosionsbeständigkeit unter Spannung, ihrer Schweißbarkeit und ihres Preises), Auspufftopfen, ge-, schweißten Rohren, Küchengrills (aufgrund ihrer Schweißbarkeit) und Befestigungshaken für Dachschiefer (aufgrund ihrer Korrosionsbeständigkeit).

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Claims

Patentansprüche

1. HalbfeMj.tisq.he nicht rostende Stähle, die bei Erwärmung einen Amragehalt von Io bis 5o #, wie folgende allgemeine Zusammensetzung (in Qew.-#) habenι

C ^z o,2 <j>

Mn 1 bis Io %

si <. 3 *

Ni <: 5 %

Cr 14 bis 25 i*

Mo «^ 3 *

Cu ^. 5 Ji

Co ^ Io %

Ti < 1 % „..Nb <.„!Ji

B <: o,oo5 %. ■ ■· ' * ■

Al < o,5 Si Riet Fe und Verunreinigungen,

und deren repreeäntativer Punkt in einem Hechtecksdiagramm, auf dessen Abszisse das Cr-Xquivalent Cr - {% Cr) ■»· & Si) + (i Mo) + 4 (jt Ti + % Nb) und als Ordinate das NlokelXquivalent {% Ml) + o,5 (^ Mn) + o,5 {$ Cfu) + (J< Co) + 2o (£ C + Ji N₂) aufgetragen ist, im Innern des Vielecks (A B C D E) liegt, dessen Spitzen die Koordinaten A (15 - 4,5), B (18,5 - 3), C (24 - 8| ), D (24 - 6), E (2o - 2) haben.

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■-. 15 -

2. Stähle nach Anspruoh 1 mit der Zusammensetzung C ^ o Mn 3 bis 6 Ji, -St ^ 1 %, Ni *C1 Ji, Cr 18 bis 22 Ji,

Mo -^1,5 %, Cu^l %, N₂ ^ o,l % ,Rest Pe und Verunreinigungen.

3. Stähle nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die folgende Zusammensetzung ι C ^o,l %_t Mn 3 bis 6 Jt, Si^l %, Ni^l Jt, Cr 15 bis 18 %, Mo 1,5 bis 3 *# Cu^l %, N₂^- o,l 56, Rest Fe und Verunreinigungen.

4. Stähle nach Anspruoh 1, gekennzeichnet durch die Zusammensetzung: C ^o,l %, Mn 3 bis 6 Ji, Si 1 bis 2 J<, Ni ^l %, Cr 15 bis 18 £, No 0,5 bis 2 Ji, Cu -^J. Ji, N₂ ^.ο,Ι %_t Rest Fe und Verunreinigungen.

5. Verfahren zur Behandlung von Stählen gemäß Anspruch 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dafl auf den letzten Warmwalzstioh oder Drahtziehstich im Laufe der Verarbeitung zu Blech, Stab, Barren und Draht eine Behänd· lung in zwei Stufen folgt, wobei in der ersten Stufe der bei Umgebungstemperatur erhalben gebliebene Austenit des Metalls in Martensit umgewandelt wird und die zweite Stufe aus einer bei einer Temperatur von unter 850⁰C durchgeführten Vergütung besteht, durch die dieser Martensit in Ferrit und Carbide umgewandelt wird.

6. Verfahren nach Anspruoh 5« dadurch gekennzeichnet, daß die erste Stufe ein Anlassen zwischen 700 und 9oo° C, vorzugsweise zwischen 75o und 8oo° C 1st, der sich eine langsame Abkühlung" auf 650° C und dann eine Abkühlung an der Luft anschließt.

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COPY

7. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch e«gc«nnse3.eht&efc_# d&ß die erste Stufe eine KMltebehandluiig darstellt»

8. Verfahren naoh Anspruch 5, dadurch g«k«FißE«Ao!ai«t* i$S die erate Stufe aus einer Kaltvsrfoiwsg bei temperatur besteht»

9* Verfahren naoh Anspruch §_f daäis2?öfe die erste Stufe aus einer iangeaneft AtokÜlilssßg von Austrittstenperatur des letsten Wara»ralffietiA@s mit 65o° C wit anschließender Abldthliine «a ά®ν jMt%"

Io. Verwendung der Stühle «es&ß Anapvuöb 1 him Herstellung von Heifitrasserbehifttsm tmd

11. Verwendung der Stühle gemäß Ansfe*ti@fi%.-big! Herstellung von Auspufftöpfen, &@Bo$m®±B&®n Rosten*

12, Verwendung der Stühle gem&S Anapnioli.l Me 9 Herstellung von Dachhaken.

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