DE3203193C2

DE3203193C2 - Chromnickelstahl

Info

Publication number: DE3203193C2
Application number: DE3203193A
Authority: DE
Inventors: Tadaomi Fujii; Tomio Takagi; Kazuhiko Osaka Tanaka; Jitsuhiko Ueda
Original assignee: Hitachi Zosen Corp
Current assignee: Hitachi Zosen Corp
Priority date: 1981-02-05
Filing date: 1982-01-30
Publication date: 1986-02-27
Also published as: DE3203193A1; JPS5935427B2; US4420335A; JPS57131351A

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Rollenmaterial mit einem Gehalt von 0,04 bis 0,20% C, 0,2 bis 0,8% Si, 0,4 bis 1,5% Mn, 0,2 bis 1,0% Ni, 10,0 bis 14,0% Cr, 0,5 bis 4% Cu, 0,1 bis 0,5% V, 0,01 bis 0,35% Nb, 0,01 bis 0,06% Al, höchstens jeweils 0,03% P und S als Verunreinigungen, Rest Fe. Dieses Rollenmaterial entspricht in seiner Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit herkömmlichen martensitischen nicht rostenden 13Cr-Stählen und hat gleichzeitig hervorragende Hochtemperaturfestigkeit.

Description

2. Chromnickel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er aus

M ' 0,1ObIs 0,1796 C

0,25 bis 0,4096Sl 0,4 bis 0,7 96 Mn 0,25 bis 0,7 96 Nl 11,0 bis 12,5 96Cr 2* 0,55 bis 2,6 96 Cu

0,15 bis 0,3 96 V 0,1ObIs 0,3596Nb 0,01 bis 0,0296 Al bis 0,396 P

-'" bis 0,3 96 S

Rest Fe besteht.

3. Chromnickelstahl nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch einen zusätzlichen Gehalt an

0,2 bis 1,296 Mo und bis zu 0,0596 B

4. Chromnickelstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet durch einen zusätzlichen Gehalt an

0,01 bis 0,196 Zr.

5. Chromnickelstahl nach Anspruch 2 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß darin 0,4 bis 0,796 Nl, 1,4 bis 2,696 Cu, 0,15 bis 0,2596 V und 0,15 bis 0,2596 Nb enthalten sind.

6. Chormnickelstahl nach Anspruch 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß darin:

0,4 bis 1,596 Mn, 0,25 bis 0,4596 Nl, 0,55 bis 2,496 Cu, 0,2 bis 0,396 V, 0,20 bis 0,3596 Nb

5'i enthalten sind.

7. Verwendung eines Chromnickelstahls nach einem der Ansprüche 1 bis 6 als Werkstoff zur Herstellung von Rollenmaterial, Insbesondere für Stranggußanlagen.

Die Erfindung betrifft einen Chromnickelstahl und dessen Verwendung als Werkstoff zur Herstellung von Rollenmaterial, insbesondere für Stranggußanlagen.

Wegen der Tendenz zu größeren Abmessungen sowie höheren Geschwindigkeiten und Betriebstemperaturen werden die bei Stranggußanlagen verwendeten Rollen Immer schärferen LJmgebungsbedIngungen ausgesetzt. Die aus niedriglegiertem Stahl (lCr-1/2 Mo-Stahl, Nl-Cr-Mo-V-Stahl) gefertigten Rollen neigen bei den verschärften Umgebungsbedingungen und insbesondere den erhöhten Rollentemperaturen zu raschem Verschleiß und zur stärkeren Ausbildung von thermischen Ermüdungsrissen. Die durch Anstieg der Oberflächentemperatur der Rolle bedingte Verzunderung ist die vorherrschende Ursache des Verschleißes oder Abriebs. Gegenwärtig werden daher vielfach gegen Korrosion und Verzunderung widerstandsfähige martensltlsche nichtrostende Stähle des 13Cr- oder 13Cr-4Nl-Typs verwendet. Diese Materlallen sind jedoch niedriglegierten Stählen fast äquivalent und besitzen nicht Immer die wünschenwerte Festigkeit bei hohen Temperaturen, so daß sie zur Verwendung bei Rollen hinsichtlich ihrer Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdungsrisse, ihrer Blegefe-

stlgkelt, etc. noch zu wünschen übrig lassen. Thermische Ermüdungsrisse entstehen, wenn die Rollenoberfläche wiederholt der kombinierten Entwicklung von Wärmespannungen und mechanischen Biegespannungen infolge des Kontaktes mit Brammen ausgesetzt wird. Materialien besitzen hohe Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdungsrißbildung, wenn sie eine hohe Streckgrenze (0,2% Dehngrenze), eine große Querschnittseinschnürung, einen niedrigen Elastizitätsmodul und einen niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten besitzen. > Die Durchbiegung der Rolle scheint andererseits durch die Wärmespannung und die mechanische Biegespannung verursacht zu sein, die auftreten, wenn die Rolle während einer anormalen Betriebsweise in Ihrer Gesamtheit auf eine hohe Temperatur erwärmt und dann abgekühlt wird. Materialien besitzen hohe Biegefestigkeit, wenn sie eine hohe Streckgrenze (0,2% Dehngrenze) bei hohen Temperaturen aufweisen.

Rollenmaterialien für Stranggußanlagen müssen daher Abriebsfestigkeit (Widerstandsfähigkeit gegen Verzunderung), Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdungsrißbildung und Biegefestigkeit besitzen und darüber hinaus Sprödbruchfestigkeit aufweisen.

Aufgabe der Erfindung ist es nun, einen zur Herstellung von Rollenmaterial geeigneten Chromnickelstahl mit verbesserter Warmfestigkeit und den üblichen 13 Cr- und 13Cr-4Nl-Stählen vergleichbarer Abriebsfestigkeit zu schaffen. ι^;

Zur Lösung dieser Aufgabe ist der Chromnickelstahl erfindungsgemäß gekennzeichnet durch die im Patentanspruch 1 definierte Zusammensetzung.

Dieser Chromnickelstahl entspricht In seiner Abriebfestigkeit den 13Cr-Stählen und 13Cr-4Nl-StähIen und besitzt gleichzeitig eine hervorragende Warmfestigkeit (Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdungsrißblldung, Biegefestigkeit, etc.) und ausgezeichnete Schweißeigenschaften. Dies ist besonders wichtig, da Rollen- i« materialien für Stranggußanlagen selbst bei hoher Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdung nach langer Betriebsdauer unvermeidlich thermische Ermüdungsrisse zeigen, so daß der gerissene Bereich durch Abschleifen oder Abdrehen entfernt und durch Llchtbogen-Bandauftragschwelßen repariert werden muß.

Da unter bestimmten Stranggußbedingungen Rollenmaterialien mit besonders großer Hochtemperaturfestigkeit benötigt werden, kann der Chromnickelstahl zusätzlich noch 0,2 bis 1,2 Gew.-% Mo und bis 0,05 Gew.-% B 2^S enthalten, wodurch die Warmfestigkeit noch welter verbessert wird. Dabei trägt Mo insbesondere zur Verbssserung der Festigkeit bei, vermindert jedoch die Schweißfähigkeit, so daß solche Chromnickelstähle der zweiten Ausführungsform denjenigen der ersten Ausführungsform nicht immer überlegen sind. Daher soll der Chromnickelstahl je nach den Stranggußbedingungen und den Abständen zwischen den Rolleninspektionen innerhalb der genannten Ausführungsformen zweckentsprechend gewählt werden. ·>"

Nach einer weiteren Ausgestaltung kann der Chromnickelstahl zusätzlich noch 0,01 bis 0,2 Gew.-% Ti oder 0,01 bis 0,1 Gew.-% Zr enthalten, wodurch die Widerstandsfähigkeit gegen Verzunderung und damit die Abriebfestigkeit wesentlich verbessert wird.

Im folgenden werden die Bestandteile des erfindungsgemäßen Chromnickelstahls, deren ZaMlenbereiche und die Gründe für deren Verwendung sowie deren Auswirken Im einzelnen erläutert. Alle genannten Prozentsätze beziehen sich auf das Gewicht, soweit nichts anderes angegeben Ist.

C: C bildet in Kombination mit Elementen wie V, Nb und Mo Carbide, die eine erhöhte Festigkeit ergeben. Hierzu müssen mindestens 0,04% C verwendet werden. Wenn der Gehalt an C jedoch 0,20% übersteigt, besitzt das erhaltene Material eine stark verminderte Duktilltät, Zähigkeit und Schweißbarkelt.

SI: Sl dient der Desoxidation und wird nicht als Legierungselement, sondern als wesentliches Element des

Stahles verwendet. Zur Erzielung einer hinreichenden Desoxidationswirkung müssen mindestens 0,2% Sl verwendet werden. Wenn der Gehalt an Sl jedoch 0,8% übersteigt, tritt eine Neigung zur Ausscheidung von delta-Ferrit In der erstarrten Struktur auf, was zu einer Verminderung der Festigkeit und zu einer Beeinträchtigung der Warmformbarkelt führt. Der Si-Gehalt soll daher im Bereich zwischen 0,2 "45. und 0,8% liegen.

Mn: Mn bildet Austenlt. Um beim Erstarren eine gleichmäßige martensitische Struktur und eine erhöhte Festigkeit zu erhalten, sollen mindestens 0,4% Mn vorhanden sein. Wenn dagegen mehr als 1,5% Mn vorliegen, führt dies zu einer starken Verminderung der Duktllität, der Zähigkeit und der Verzunderungsbeständlgkeit. Der Gehalt an Mn soll daher zwischen 0,4 und 1,5% liegen. si)

Ni: Wie Mn bildet auch Ni Austenit. Um beim Erstarren eine gleichmäßige martensitische Struktur und eine erhöhte Festigkeit zu erhalten, sollen mindestens 0,2% Nl vorhanden sein. Beim dem Gehalt von mehr als 1,0% Ni ist die Erhöhung der Festigkeit unwirtschaftlich, während sich gleichzeitig eine Verringerung der Zunderbeständigkeit ergibt. Der Gehalt an Ni soll daher zwischen 0,2 und 1,0% liegen.

Cr: Cr ist wesentlich zur Erzielung von Warmfestigkeit und Verzunderungsbeständlgkelt. Bei Cr-Gehalten unter 10,0% ist es schwierig, Verzunderungsbeständigkeit zu erzielen, während bei Cr-Gehalten über 14,0% bei Erstarrung delta-Ferrlt In der Struktur ausgeschieden wird, was zu einer Verminderung der Warmfestigkeit führt. Der Gehalt an Cr soll daher zwischen 10,0 und 14,0% liegen.

Cu: Der Cu-Gehalt ist ein wesentliches Merkmal des erfindungsgemäßen Rollenmaterials. Cu ergibt eine m> verbesserte Hochtemperaturfestigkeit ohne Beeinträchtigung der Verzunderungsbeständlgkelt. Wenn mindestens 0,5% Cu verwendet werden, scheidet sich während des Anlassens eine Cu-relche Phase aus, die eine verbesserte Warmfestigkeit und eine erhöhte Beständigkeit gegen Anlaßerweichung ergibt. Bei Cu-Gehalten über 4,0% wird das Material jedoch anfällig gegen Rlßblldung bei der Warmverformung. Der Gehalt an Cu soll daher zwischen 0,5 und 4,0% liegen. '<■>

V: In Verbindung mit C bildet V Carbide, wie VC und V₄C₃, die eine wesentliche Verbesserung der

Warmfestigkeit bewirken. Dieser Effekt wird erreicht, wenn mindestens 0,1% V verwendet wird. Bei V-Gehalten oberhalb von 0,5% wird dagegen die Duktilltät und Zähigkeit des Materials stark beeln-

trachtigt, was zu einer geringeren Sprödbruchfestlgkelt führt. Der Gehalt an V soll daher zwischen 0,1 und 0,5% liegen.

Nb: Nb erzeugt die gleichen Wirkungen wie V. Bei Verwendung von mindestens 0,0196 Nb scheidet sich NbC (Carbid) aus und bewirkt eine verbesserte Warmfestigkeit. Bei Nb-Gehalten über 0,35% wird die Zähigkeit verringert und bei der Erstarrung die Ausscheidung von delta-Ferrit in der Struktur ermöglicht, was zu einer verminderten Festigkeit führt. Der Gehalt an Nb soll daher zwischen 0,01 und 0,35% liegen. Da bei der zweiten Ausführungsform eine erhöhte Festigkeit erforderlich ist, Hegt die untere Grenze für den Gehalt an Nb hler bei 0,1%.

Al: Al wird als Desoxidationsmitte! zugegeben. Bei Verwendung von mindestens 0,01% Al werden feinere Kristalle und eine verbesserte Zähigkeit erzielt. Al-Gehalte über 0,06% führen aber zu erhöhten Mengen an nlcht-metalllschen Einschlüssen (Al₂O₃) und umgekehrt zu einer verminderten Zähigkeit. Der Gehalt an Al soll daher zwischen 0,01 und 0,06% liegen.

Mo: Mo wird nur bei der zweiten Ausführungsform benutzt, bildet zusammen mit C Mo₂C und Mo₂₃C₆ (Carbide) und ergibt eine sehr wlrskame Verbesserung der Warmfestigkeit. Wenn mindestens 0,2% Mo anwesend sind, scheiden sich stabile Carbide aus und ergeben eine erhöhte Warmfestigkeit. Gehalte

von mehr als 1,2% Mo ergeben jedoch keinen entsprechenden Effekt mehr, sind aufwendig und führen zu einer verminderten Verzunderungsbeständigkeit, so daß der Gehalt an Mo zwischen 0,2 und 1,2% liegen soll. Da die Zugabe von Mo zu einer verringerten Schweißbarkelt, d. h. einer verstärkten Neigung zur Schwelß-RIßbfldu.ig führt, soll bei Stranggußbedingungen, bei denen es auf die Schwelß- *ⁿ barkeit ankommt, die Mitverwendung von Mo vermieden werden, wie bei der ersten Ausführungsform. Aus den welter unten wiedergegebenen Versuchsergebnissen ergibt sich jedoch, daß die Verwendung von Mo eine verbesserte Warmfestigkeit bewirkt, welche trotz der damit verbundenen Verminderung der Schweißbarkelt für viele Fälle sehr wünschenswert Ist.

B: B und N bilden BN (Nitrid), das eine verbesserte Warmfestigkeit bewirkt. Wenn jedoch mehr als

²- °-°5% B anwesend sind, bilden sich größere Nitridteilchen, die zu einer verminderten Zähigkeit führen.

Der Gehalt an B soll daher 0,05% nicht überschreiten.

Ti/Zr: Diese Elemente dienen zur Verbesserung der Verzunderungsbeständigkeit und erzeugen keine nachteiligen Auswirkungen auf die übrigen Eigenschaften des Rollenmaterials. Zur Erreichung dieses Effekts müssen mindestens 0,01% dieser Elemente eingesetzt werden, während die Obergrenze für Tl 0,2% und •^{V) für Zr} °>1* betragen. Diese Grenzwerte wurden unter Berücksichtigung der erzielten Wirkung und der

Kosten bestimmt.

P/S Diese Elemente sind Verunreinigungen, die nicht absichtlich zugegeben werden. Je niedriger der

Gehalt des Materials an diesen Elementen Ist, desto besser. Wenn P und/oder S jedoch nur In Mengen

von jeweils nicht über 0,03% vorhanden sind, führen diese Gehalte kaum zu schädlichen Auswirkungen auf die Eigenschaften des Materials. Größere Mengen beeinträchtigen jedoch die Duktllltät bei

hohen Temperaturen.

Wie vorstehend dargelegt wurde, zeigen die erflndungsgemäßen Stähle eine ausgeprägte Verbesserung der Warmfestigkeit durch das synergistische Zusammenwirken der ausgeschiedenen Cu-relchen Phase und die *<> ausgeschiedenen Carbide und Nitride von V und Nb sowie (bei der zweiten Ausführungsform) auch Mo und B etc.

Im folgenden werden Versuchsbeispiele beschrieben, die zur Bestimmung der verschiedenen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Stähle durchgeführt wurden. Die Tabellen I bis III geben die chemische Zusammensetzung der für die Versuche verwendeten Stähle und die dabei erhaltenen Ergebnisse an. Der Stahl A ist ein

martensitlscher, nichtrostender 13Cr-Stahl, der in seiner chemischen Zusammensetzung den derzeit zum Schleuderguß verwendeten Rollenmaterialien fast äquivalent Ist. Der Stahl B Ist ein herkömmlicher martensitlscher nichtrostender 13Cr-4NI-Stahl, der durch Auftragsschweißen hergestellt wurde. Die für die Stähle A und B hinsichtlich der Verzunderung ermittelten Werte von 1,21 mg/cm² bzw. 37,1 mg/cm² sind wesentlich niedriger als der für herkömmliche niedriglegierte Stähle geltende entsprechende Wert von etwa 228 mg/cm². Sie besitzen

daher schon eine sehr verbesserte Verzunderungsbeständigkeit. Die zum Vergleich I gehörenden Stähle C, D und E sind ein SUS 431-Stahl, ein SUS 420 J2-Stahl bzw. ein martensitlscher nichtrostender 12Cr-IMo-V-Nb-Stahl. Von den erflndungsgemäßen legierten Stählen F bis N gehören die Stähle F bis I zur ersten Ausführungsform und die Stähle J bis N zur zweiten Ausfühningsform.
Aus Tabelle II ist zu erkennen, daß der Stahl B bei Normaltemperatur eine relativ hohe 0,2%-Dehngrenze von

.« etwa 75 kgf/mm aufweist jedoch bei der gleichen Eigenschaft bei hoher Temperatur den niedrigsten Wert, nämlich etwa 18 kgf/mm zeigt und auch die niedrigste Hochtemperatur-Oxidatlonsfestlgkelt besitzt. Die geringe Beständigkeit dieses Stahls Ist anscheinend der Tatsache zuzuschreiben, daß er einen so hohen Nlckelgehalt von etwa 4% aufweist. Der herkömmlich SCahl A hat eine 0,2% Dehngrenze bei 600° C von 23 kgf/mm², die höher liegt, als beim Stahl B und besitzt auch eine vergrößerte Verzunderungsbeständigkeit. Der Stahl E des

w Vergleichs I hat eine 0,2%-Dehngrenze bei 600⁰C von etwa 35 kgf/mm², die höher Hegt, als diejenige der herkömmlichen Stähl A und B. Die erflndungsgemäßen Stähle F bis I zeigen hierin Werte von etwa 33 kgf/mm² und sind Insoweit mit dem Stahl E des Vergleichs I vergleichbar, andererseits aber den übrigen Stählen des Vergleichs I und den herkömmlichen Stählen des Vergleichs I und den herkömmlichen Stählen erheblich überlegen. Obgleich der erfindungsgemäße Stahl I in seiner 0,2%-Dehngrenze bei hoher Temperatur mit dem Stahl E

fi* vergleichbar Ist, übertrifft er diesen, wie welter unten beschrieben wird, hinsichtlich der Schweißbarkell, so daß er zur Verwendung als Rollenmaterial wesentlich vorteilhafter ist. Die Stähle J bis N der zweiten Ausführungsform besitzen eine 0,2%-Dehngrenze von mindestens etwa 40 kgf/mm² und sind allen übrigen aufgeführten legierten Stählen überlegen. Hinsichtlich der Verzunderungsbeständigkeit unterscheiden sich die Stähle F, G, J,

K und L zwar nicht wesentlich von dem hochbeständigen Stahl A. Es Ist jedoch besonders bemerkenswert, daß die Stähle H, I, M und N, welche jeweils Tl oder Zr enthalten, hinsichtlich dieser Beständigkeit weiter verbessert sind. Dies Ist vermutlich zurückzuführen auf den Tl- oder Zr-Gehalt, welcher die Zunderschicht stabilisiert.

Tabelle III zeigt Versuchsarten, die beim Vergleich mit Tabelle II erkennen lassen, jaß die legierten Stähle der ersten Ausführungsform der Erfindung ausgezeichnete Schweißbarkelt besitzen. Die legierten Stähle des Vergleichs II haben etwa die gleiche Zusammensetzung, wie diejenigen der zweiten Ausführungsform der Erfindung und sind diesen daher hinsichtlich der 0,296-Dehngrenze sowohl bei Normaltemperatur, als auch bei hoher Temperatur, sowie der Verzunderungsbeständigkelt äquivalent. Diese Stähle wurden auf Schweißrisse untersucht, wozu aus jedem Stahl ein Probestück mit einer Abmessung von 20 mm (t) χ 100 mm (w) χ 200 mm (1) hergestellt und Im Mittelbereich der Breite des Probestücks durch Wolfram-Inertgas-Lichtbogenschweißen eine Schmelze erzeugt und die Gesamtlänge der sich in Richtung der säulenförmigen Kristalle bildenden Schweißrisse gemessen wurde. Bei den Versuchen zur Schweißrißbildung wurde eine Vorwärmung von 150 bis 200° C, eine Wärmezufuhr von 2500 J/cm, eine Schweißgeschwindigkeit von 15 cm/min und eine Raupenlänge von 200 mm angewandt. Die Stähle F bis I und O bis R wurden kontinuierlich geschweißt unter Bildung einer 200 mm langen Schweißraupe, während dsr Stahl E unter Bildung einer 15 mm langen Schweißraupe geschweißt wurde.

Ein Vergleich der Tabellen II und III zeigt, daß die legierten Stähle gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung von jeder Schweißrißbildung frei waren und den der zweiten Ausführungsform der Erfindung entsprechenden Stählen des Vergleichs II in Ihren Schweißeigenschaften überlegen waren, obgleich ihre 0,2%-Dehngrenze bei hoher Temperatur niedriger war. Die beim Stahl E aufgetretenen Warmrisse hatten bei einer Raupe mit einer Länge von 15 mm eine Gesamtlänge von 4,9 mm. Wenn man dies auf eine Raupenlänge von 200 mm umrechnet, entspricht dies einer Gesamtlänge der Schweißrisse von etwa 65 mm (obgleich dies nicht tatsächlich durchgeführt wurde). Oblelch der Stahl E den legierten Stählen gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung hinsichtlich der 0,2%-Dehngrenze bei hoher Temperatur und hinsichtlich der Verzunderungsbeständigkeit äquivalent ist, hat er gegenüber diesen den Nachteil der niedrigeren Veschwelßbarkeit.

Die Rollenmaterialien gemäß der ersten und zweiten Ausführungsformen der Erfindung zeigen bei geeigneter Wärmebehandlung (gehärtet und angelassen) Energieabsorptionswerte von mindestens etwa 4,2 kgf · m bzw. etwa 3,4 kgf· m gemäß dem Charpy-Schlagtest. Diese Werte zeigen, daß sie eine hohe Sprödbruchfestigkeit aufweisen.

Die erfindungsgemäßen Stähle können durch die üblichen Gießverfahren, auch durch Schleuderguß und elektrischer Schlackenguß sowie auch durch Auftragschweißen unter Verwendung von Flußmitteln zur Zugabe von Legierungselementen hergestellt werden.

Tabelle I

Stahl	Bekannt	I	Chemische	Si	Zusammensetzung in	Nl	Cr	Gew. -96	V	Nb	Al	Mo	B	P	S	Ti:	Ti .Zr
	Bekannt	I	C	0,39	Mn	0,13	11,85	Cu						0,029	0,020	Zr:	_
A	Vergleich	I	0,13	0,16	0,42	4,28	13,10	_	-	-	-	0,08	-	0,021	0,014		-
B	Vergleich	I	0,08	0,41	0,72	1,56	15,18	-	_	_	_	_		0,027	0,007		_
C	Vergleich	I	0,18	0,55	0,77	0,27	12,25	_	-	-	-	_	_	0,028	0,022		-
D	Erfindung	I	0,36	0,28	0,44	0,23	11,77	-	0,21	0,25	0,012	0,92	-	0,021	0,015	Ti:	-
E	Erfindung	I	0,15	0,29	0,35	0,51	11,92	-	0,20	0,19	0,012	_	_	0,016	0,015	Zr:	_
F	Erfindung	II	0,15	0,33	0,60	0,42	11,82	1,42	0,25	0,21	0,014	_	_	0,013	0,012		_
G	Erfindung	II	0,16	0,28	0,42	0,68	11,76	2,51	0,20	0,19	0,013	_	_	0,015	0,011	0,48
H	Erfindung	II	0,14	0,31	0,51	0,49	12,11	1,52	0,15	0,18	0,018	-	-	0,012	0,012	0,04
I	Erfindung	II	0,12	0,31	0,54	0,41	11,86	1,48	0,22	0,20	0,015	0,24	0,003	0,015	0,012	_
J	Erfindung	II	0,15	0,29	0,42	0,28	11,92	1,32	0,21	0,24	0,011	0,89	0,004	0,014	0,013	-
K	Erfindung	0,16	0.28	0,51	0.42	12.01	2,40	0.28	0.21	0.014	0,98	0,001	0.019	0.012	_
L	Erfindung	0.17	0,35	1.42	0,32	11,42	0.58	0,24	0,35	0,013	1,10	0,003	0,021	0,014	0,14
M		0,15	0,31	0,62	0,27	11,83	1,34	0,22	0,28	0,012	1,01	0,003	0,020	0,016	0,05
N		0,14	0,58	1,61

Tabelle II

Stahl	Ther	Zugeigenschaften ')	Ein	Cr Cu V	bei 600° C	Ein	Verminderung²)	Schwelßrlß-	I
	mischer	bei Normaltemperatur	schnü		0,2%	schnü	200 h bei	blldung	I
	Ausdeh	0,2*	rung		Dehn	rung	800° C
	nungs-	Dehn	%		grenze	%	In Luft	Gesamtlänge	i WO
	Koeffizient	grenze		kgf/mm²		mg/cm²	mm	i
	20-600° C	kgf/mm^!	68,1		88,1			Ii
	*χ 10-/°C**		53,1	23,3	76,2			^!\|
A Bekannt	12,33	56,1	50,7	18,1	91,8	1,21	_	j
B	12,25	75,4	50,3	26,1	83,0	37,1	-	j
C Ver-	12,60	69,0	57,0	24,5	81,2	0,97	_	i
D gleich I	12,50	70,9	57,1	35,4	86,1	0,98	-	·.
E	12,70	72,1	56,2	33,1	84,2	1,65	4.9 ^s)	:t
F Erfln-	12,32	76,2	58,2	34,8	87,5	1,61	0	f
G dung I	12,35	78,1	55,4	32,9	85,1	1,72	0	I
H	12,32	76,2	56,9	33,1	83,3	0,78	0	i
I	12,34	75,9	54,7	39,2	82,3	0,45	0	S' I
J Erfln-	12,30	80,2	50,1	42,4	80,0	1,62	—	If
K dung II	12,45	83,7	54,7	40,1	83,3	1,89	-
L	12,30	82,1	55,1	41,0	82,3	2,51	-	*·'**
M	12,20	80,0		41,5		0,61	_	b I
N	12,59	82,2	Zusammensetzung In Gew.-%			0,35	—	i^;
Tabelle III			Mn Nl		Mo
Stahl	Chemische		Nb Al			Schweißrlß-	I
	C Si				BPS	blldung
				Gesamtlänge
				mm

O	Ver	0,15	0,31	0,42	0,41	11,86	1,32	0,22	0,20
P	gleich II	0,16	0,33	0,62	0,51	11,78	1,25	0,21	0,21
Q		0,14	0,28	0,53	0,42	11,82	1,34	0,24	0,21
R		0,16	0,29	0,51	0,28	11,92	2,40	0,21	0,24

') Flansch-Probestück, 50 mm lang. Durchmesser 10 mm ²) Probestücke 12 χ 20 mm, kontinuierliche Erhitzung In Luft ^J) bei 15 mm Raupenlänge

0,015 0,24 0,03 0,015 0,012 15

0,011 0,51 - 0,016 0,011 29

0,015 1,10 - 0,016 0,013 42

0,011 0,89 0,011 0,014 0,013 21

Claims

Patentansprüche:

1. Chromnickelstahl, dadurch gekennzeichnet, daß er aus

0,04 bis 0,20% C

0,2 bis 0,8 % Si 0,4 bis 1,5 96Mn 0,2 bis 1,0 96Ni 10,0 bis 14,0 96 Cr ίο 0,5 bis 4 96Cu

0,1 bis 0,5 96 V 0,01 bis 0,3596 Nb 0,01 bis 0,0696 Al bis 0,3 96 P

ii bis 0,3 96 S

Rest Fe besteht.