DE3117539A1 - "verschleissfester austenitischer rostfreier stahl" - Google Patents

Description

Verschleißfester austenitischer rostfreier Stahl

Die Erfindung betrifft einen austenitischen rostfreien Stahl mit verhältnismäßig niedrigen Gestehungskosten, der eine sehr hohe Kaltverfestigungsgeschwindigkeit/ ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und eine hohe Festigkeit in Verbindung mit guter Duktilität und guter Warmbearbeitbarkeit zeigt. Ohne darauf beschränkt zu sein₇ eignet sich der erfindungsgemäße Stahl für Transportanlagen, insbesondere im Bergbau, Karosserie-Bodengruppen und ähnliche Anwendungen, die 'eine hohe Verschleißfestigkeit und Abriebbeständigkeit, gepaart mit ausreichender Korrosionsbeständigkeit, erfordern.

Die neue Eigenschaftkombination des erfindungsgemäßen Stahls wird durch eine kritische Ausgewogenheit der Anteile wesentlicher Elemente erzielt, um so zu einer Austenitstabilität

Dr.Ha/Ma

3117523

in warmgewalztem Material zu gelangen, die nach einer drastischen Kaltverminderung eine Umwandlung in eine geregelte Menge Deformationsmartensit mit entsprechender Härte, Festigkeit und Verschleißfestigkeit zuläßt. Sowohl die Zusammensetzungsbereiche der wesentlichen Elemente als auch die Austenitstabilität (wie sie nachstehend definiert wird) des erfindungsgemßen Stahls sind kritisch.

In der US-Patentschrift 3 940 266 wird ein austenitischer rostfreier Stahl mit guter Kaltverfestigungsgeschwindigkeit , guter cryogener Zähigkeit und guter Beständigkeit gegen Spannungskorrosion beschrieben, der im wesentlichen aus etwa 0,01 bis etwa 0,06 % Kohlenstoff, etwa 11 bis etwa 14 % Mangen, höchstens 0,06 % Phosphor, höchstens 0,04 % Schwefel, höchstens 1 % Silicium, 15,5 bis 20 % Chrom, 2,50 bis 3,75 % Nickel, 0,20 bis 0,38 % Stickstoff und im übrigen, abgesehen von zufälligen Verunreinigungen, aus Eisen besteht. Dieser bekannte Stahl besitzt eine hohe Austenitstabilität und widersteht somit einer Umwandlung in Martensit während der Verformung.

In der US-Patentschrift 3 989 474 werden Stäbe und Stangen, kaltgezogener Draht und strangförmige Gegenstände aus warmgewalztem Stahl beschrieben, die im wesentlichen aus 0,06 bis 0,12 % Kohlenstoff, 11 bis 14 % Mangen, bis zu 0,06 % Phosphor, bis zu 0,04 % Schwefel, bis zu 1 % Silicium/ 15,5 bis 20 % Chrom, 1,1 bis 2_r5 % Nickel, 0,20 bis 0,38 % Stickstoff und im übrigen, abgesehen von zufälligen Verunreinigungen, aus Eisen bestehen. Auch diese Gegenstände sind nahezu vollständig austenitisch und besitzen eine geringe magnetische Permeabilität in kaltverminderter Form.

Die US-Patentschrift 2 778 731 beschreibt einen austenitischen Stahl, bestehend aus 0,06 bis 0,15 % Kohlenstoff, 14 bis 20 % Mangan, 0,25 bis 1,0 % Silicium, 17 bis 18,5 % Chrom, 0,05

bis 1,00 % Nickel, 0,25 bis 1,0 % Stickstoff und im übrigen aus Eisen.

Die brititsche Patentschrift 995 068 beschreibt einen austenitischen rostfreien Stahl, bestehend aus einer Spur bis zu 0,12 % Kohlenstoff, 5 bis 8,6 % Mangan, höchstens 2,0 % Silicium, 15,0 bis 17,5 % Chrom, 3,0 bis 6,5 % Nickel, 0,75 bis 2,5 % Kupfer, einer Spur bis zu 0,10 % Stickstoff und im übrigen aus Eisen, wobei die Bestandteile so geregelt sind, daß die martensitbildende Eigenschaft entsprechend einer Formel geringer als 10 % ist und daß der delta-ferritbildende Anteil weniger als 10 % entsprechend dieser Formel beträgt. Der Kupfergehalt hängt vom Mangangehalt ab. Dieser bekannte Stahl soll eine hohe Austenitstabilität und eine geringe Kaltverfestigungsgeschwindigkeit infolge Fehlens einer Umwandlung in Martensit während der Kaltbearbeitung aufweisen.

Allegheny Typ 211 ist ein rostfreier austenitischer Stahl mit einer geringen Kaltverfestigungsgeschwindigkeit und wird zum Tiefziehen verwendet. Seine nominelle Zusammensetzung ist 0,05 % Kohlenstoff, 6,0 % Mangan, 17,0 % Chrom, 5,5 Nickel, 1,5 % Kupfer und im übrigen Eisen.

Allegheny Typ 205 ist ein austenitischer rostfreier Stahl, enthaltend 0,12 bis 0,25 % Kohlenstoff, 14,0 bis 16,0 % Mangan, 0,2 bis 0,7 % Silicium, 16 bis 18 % Chrom, 1,1 bis 2,0 % Nickel, 0,32 bis 0,40 % Stickstoff und im übrigen im wesentlichen Eisen.

Andere austenitische rostfreie Stähle mit verhältnismäßig geringen Nickelgehalten sind in den US-Patentschriften 2 820 725, 3 151 979, 3 192 041 und in der britischen Patent-• schrift 882 893 beschrieben. ·

Wie der vorstehend besprochene Stand der Technik zeigt, führte der Wunsch, die Nickelmenge in austenitischen rostfreien Stählen und die damit verbundenen hohen Kosten auf einem Minimum zu halten, den Fachmann dazu, dafür verhältnismäßig große Mengen Mangan, Kupfer, Kohlenstoff und/oder Stickstoff einzusetzen. Obwohl billiger als Nickel, sind Mangan und Kupfer an sich verhältnismäßig teure Legierungselemente und zu große Mengen davon führen, insbesondere wenn sie in Kombination verwendet werden, zu Warmbearbeitungsproblemen. Mit Ausnahme der US-Patentschriften 3 940 266 und 3 989 470 besitzen die vorstehend erwähnten bekannten Stähle in der Regel alle geringe Festigkeit und eine geringe Kaltverfestigungsgeschwindigkeit. Abgesehen von den Kosten ist das Hauptproblem dabei die Erzielung einer Austenitstabilität und die Aufrechterhaltung der Korrosionsbeständigkeit.

Eine Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Schaffung eines austenitischen Stahls mit verhältnismäßig geringen Gehalten an kostspieligen Legierungsbestandteilen, der jedoch gleichzeitig eine hohe Festigkeit/ ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, gute Duktilität und gute Warmbearbeitbarkeit, gepaart mit einer ang.emessenenen Korrosionsbeständigkeit, besitzt.

Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist die Schaffung eines rostfreien Stahls mit einer austenitischen Struktur bei Warmwalztemperatur mit einer solchen Stabilität, daß nur ein sehr kleiner Bruchteil (in typischer Weise höchstens 1 %), wenn überhaupt, sich während der Abkühlung in Martensit (Wärmemartensit) umwandelt, der jedoch.bei der Kaltverformung Deformationsmartensit bildet.

-H-

Die vorstehenden Aufgaben werden in dem erfindungsgemäßen Stahl durch eine kritische Ausgewogenheit der Prozentbereiche der wesentlichen Bestandteile Mangan, Chrom, Nickel, Kupfer und Stickstoff und durch Regelung der Austenitstabilität durch einen Instabilitätsfaktor (IF) zwischen 2,5 und 8,5 erfüllt, wobei der Instabilitätsfaktor nach der folgenden Gleichung berechnet wird:

IF = 37,2 - 51,25 (%C) - 2,59 (%Ni)

- 1 ,02 (%Mn)

- 0,47 (%Cr) - 34,4 (%N) - 3 (%Cu).

In der Zeichnung zeigen:

Fig. 1 ein Zustandsschaubild der Zusammensetzungsbereiche, ausgedrückt als Nickeläquivalent/Chromäquivalent und

Fig. 2 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen Instabilitätsfaktor zu % Ferrit und/oder Martensit.

Die vorliegende Erfindung schafft einen austenitischen rostfreien Stahl mit hoher Festigkeit, überlegener Verschleißfestigkeit, guter Warmbearbeitbarkeit, guter Duktilität und einer hohen Kaltverfestigungsgeschwindigkeit, der im wesentlichen aus 0,015 bis 0,10 Gew.% Kohlenstoff, 5,5 bis 10,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,06 Gew.% Phorphor, höchstens 0,06 Gew.% Schwefel, höchstens 2,0 Gew.% Silicium, 12,5 bis 20,0 Gew.% Chrom, 1,0 bis 3,5 Gew.% Nickel, höchstens 0,85 Gew.% Kupfer, 0,15 bis 0,30 Gew.% Stickstoff und im übrigen im wesentlichen aus Eisen besteht; dieser Stahl besitzt einen Instabilitätsfaktor zwischen 2,5 und 8,5, berechnet durch die Gleichung:

3* s\ [— "— s- *-\ i i ; _■ -< J

Instabilitätsfaktor = 37,2 - 51,25 (%C) 2,59 (%Ni) - 1,02 (%Mn) - 0,47 (%Cr) 34,4 (%N) - 3 (%Cu).

Die Prozentbereiche und die Mengenanteile der wesentlichen Elemente Mangan, Chrom, Nickel, Kupfer und Stickstoff sind in jeder Beziehung kritisch und Abweichungen davon ergeben Verluste an einer oder mehreren der gewünschten Eigenschaften.

Obwohl weniger kritisch, sind die Kohlenstoff- und Siliciumbereiche doch wichtig zur Erzielung der gewünschten Eigenschaftskombination .

Mangan ist als teilweiser Ersatz für Nickel als ein Austenitbildner und Austenitstabilisator wesentlich. Zu diesem Zweck sind mindestens 5,5, vorzugsweise 6,0 und noch besser 7,0 Gew.% erforderlich. Ein Maximum von 10,0, vorzugsweise 9,0 und noch besser 8,5 Gew.% Mangan soll eingehalten werden, da höhere Werte die Kaltverfestigungsgeschwindigkeit und somit die Festigkeitswerte herabsetzen. Außerdem führen hohe Mangangehalte in Kombination mit verhältnismäßig hohen Kupfergehalten zu Warmbearbeitungsproblemen.

Chrom ist wegen seiner üblichen Funktion, dem Stahl Korrsionsbeständigkeit zu verleihen, wesentlich und ein Minimum von 12,0 %, vorzugsweise 13,0 % und noch besser 14,75 % ist zu diesem Zweck wesentlich. Ein Maximum von 20,0 %, vorzugsweise 17,0 % und noch besser 15,50 % muß eingehalten werden, um das ferritbildende Potential relativ zu dem austenitbildenden Potential der Elemente Kohlenstoff, Mangan, Nickel, Kupfer und Stickstoff im Gleichgewicht zu halten. Außerdem setzt

Chrom in einem Überschuß über das bevorzugte Maximum von 17,0 % und bestimmt in Überschuß über das weite Maximum von 20,0 % die Kalthärtungsgeschwindigkeit und die im kalt bearbeiteten Zustand erzielbaren Festigkeitswerte herab.

Nickel ist als Austenitbildner wesentlich und ein weites und bevorzugtes Minimum von 1,0 % sowie ein noch besseres Minimum von 1,5 % sind zur Erfüllung dieser Funktion erforderlich. Ein Maximum von 3,5 %, vorzugsweise weniger als 3,0 % und noch besser vorzugsweise 2,5 % soll im Hinblick auf den ungünstigen Einfluß höherer Nickelwerte auf die Kaltverfestigungsgeschwindigkeit und die Festigkeitswerte nicht überschritten werden. Ferner ist erwünscht, den maximalen Nickelgehalt wegen seiner hohen Kosten auf dem geringstmöglichen Wert zu halten.

Kupfer ist als Teilersatz für Nickel wesentlich und ein bevorzugtes Minimum liegt bei 0,5 %; noch besser sollen 0,6 % zugeben sein. Ein Maximum von 0,85 % muß jedoch eingehalten werden, da Kupfer die Kaltverfestigungsgeschwindigkeit stark herabsetzt und in Kombination mit hohen Manganwerten Warmbearbeitungsproblerne ergibt. Außerdem gilt allgemein, daß für in der Molkereiindustrie verwendete Erzeugnisse Kupfergehalte über etwa 0,85 die Milch verunreinigen.

Stickstoff ist wegen seines starken austenitbildenden Potentials wesentlich und ein allgemeines und bevorzugtes Minimum von 0,15 % und noch besser von 0,18 % ist zu diesem Zweck erforderlich. Außerdem ergibt ein Minimum von 0,15 % Stickstoff verbesserte Kerbkorrosionsbeständigkeit.

Ein Maximum von 0,30 %, vorzugsweise 0,25 % und noch besser 0,22 % soll eingehalten werden, um das Gleichgewicht zwischen dem Nickeläquivalent und Chromäquivalent in bezug auf die Neigung zur Austenit- und Ferritbildung aufrecht zu erhalten.

Kohlenstoff ist ebenfalls ein starker Austenitbildner und ein Minimum von 0,015 % und vorzugsweise 0,02 % ist für diesen Zweck erwünscht. Ein Maximum von 0,10 %, vorzugsweise 0,06 % und noch besser 0,05 % muß eingehalten werden, da höhere Kohlenstoffwerte die Kerbkorrosionsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen eine Korrosion an den Korngrenzen ungünstig beeinflussen.

Silicium ist ein starker Ferritbildner und ein allgemeines Maximum von 2,0 %, vorzugsweise 1,0 % und noch besser 0,75 ' soll eingehalten werden, um zu vermeiden, daß das Austenit-Ferritgleichgewicht gestört wird.

Phosphor und Schwefel sind als üblich auftretende Verunreinigungen zugegen und ein weites und bevorzugtes Maximum von jeweils 0,06 % und besser von 0,04 % kann ohne ungünstige Einflüsse geduldet werden.

Ein bevorzugter erfindimgsgemäßer Stahl besteht somit im wesentlichen aus 0,02 bis 0,06 Gew.% Kohlenstoff, 6,0 bis 9,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,06 Gew.% Phosphor, höchstens 0,06 Gew.% Schwefel, höchstens 1,0 Gew.% Silicium, 13,0 bis 17.0 Gew.% Chrom, 1,0 bis weniger als 3,0 Gew.% Nickel, 0,5 bis 0,85 Gew.% Kupfer, 0,15 bis 0,25 Gew.% Stickstoff und im übrigen im wesentlichen aus Eisen; der Stahl besitzt einen Instabilitätsfaktor zwischen 2,5 und 8,5, berechnet nach der vorstehend angegebenen Gleichung für den Instabilitätsfaktor .

3117333

Ein noch stärker bevorzugter Stahl gemäß der Erfindung besteht im wesentlichen aus 0,02 bis 0,05 Gew.% Kohlenstoff, 7,0 bis 8,5 Gew.% Mangan, höchstens 0,04 Gew.% Phosphor, höchstens 0,04 Gew.% Schwefel, 0,4 bis 0,75 Gew.*. Silicium, 14,75 bis 15,50 Gew.% Chrom, 1,5 bis 2,5 Gew.% Nickel, 0,6 bis 0,75 Gew.% Kupfer, 0,18 bis 0,22 Gew.% Stickstoff und im übrigen im wesentlichen aus Eisen; dieser Stahl besitzt einen Instabilitätsfaktor zwischen 2,5 und 8,5, berechnet nach der oben angegebenen Gleichung für den Instabilitätsfaktor, mit einem Nickeläquivalent zwischen 12 und 15, berechnet nach der Gleichung:

Nickeläquivalent = %Ni +30 (%C)+ 0,5 (%Mn) + 30 (%N) + 0,5 (%Cu),

und einem Chromäquivalent zwischen 14 und 17, berechnet nach der Gleichung:

Chromäquivalent = %Cr + %Mo + 1,5 (%Si) +0,5 (%Cb).

Der Instabilitätsfaktor ist eine quantitative Berechnung, welche die Neigung austenitischer Mikrostrukturen zur Umwandlung in Deformationsmartensit bei der Kaltbearbeitung angibt. Diesbezüglich sei darauf hingewiesen, daß eine ferritische MikroStruktur bei der Kaltbearbeitung nicht in Martensit übergeht. Wie nachstehend durch Versuchsdaten belegt wird, muß der Instabilitätsfaktor zur Erzielung einer hohen Kaltverfestigungsgeschwindigkeit innerhalb des Bereichs von 2,5 bis 8,5 liegen. Es besteht eine Wechselbeziehung zwischen dem Instabilitätsfaktor und der Menge an Ferrit und Wärmemartensit im warmgewalzten und geglühten Zustand; diese Wechselwirkung wird hier als "Ferritzahl" (FZ) bezeichnet. Die Austenitstabilität kann

Ji

auch quantitativ mittels eines modifizierten Schaeffler-Diagramms wiedergegeben werden, worin das Nickeläquivalent gegen das Chromäquivalent aufgetragen ist, wodurch die vorhandenen Phasen mindestens qualitativ vorhergesagt werden.

Fig. 1 ist ein Zustandsschaubild und zwar ein modifiziertes Schaeffler-Diagramm. Obwohl das Schaeffler-Diagramm zur Vorhersage von Schweißmikrostrukturen entwickelt wurde, wurde doch gefunden, daß in dem erfindungsgemäßen Stahl eine gute Wechselbeziehung in bezug auf bearbeitete und geglühte Mikrostrukturen besteht. Die bevorzugten und die noch mehr bevorzugten Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Stähle fallen in die Fläche ABCD von Fig. 1 und bilden somit entweder eine vollständig austenitische Phase oder gemischt austenitisch-martensitische Phasen.

Fig. 2 ist eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen Instabilitätsfaktor, berechnet nach der vorstehenden Gleichung und Ferritzahl (Ferrit plus Wärmemartensit) im bearbeiteten und geglühten Zustand. Es sei bemerkt, daß die Ferritzahl bei einem Instabilitätsfaktor von etwa 8,2 scharf ansteigt, was eine Duplexmikrostruktur von Austenit und Martensit anzeigt. Es wurde gefunden, daß ein verhältnismäßig hoher Wert für Wärmemartensit nicht zu wesentlich höheren Festigkeitswerten nach drastischer Kaltverfestigung unter Verminderungen von über 50 und bis zu 60 % führt. Eine höhere Ferritzahl in dem bearbeiteten und geglühten Zustand veranlaßt den Austenit nicht zu einer schnelleren Kaltverfestigung, sondern der höhere Martensitanteil in geglühtem Zustand setzt die Duktilität des Stahls herab, was Schwierigkeiten bei der Kaltbearbeitung ergibt. Aus diesem Grund muß eine obere Grenze für den Instabilitätsfaktor von 8,5 eingehalten werden. Wie zu erwarten, zeigt

ί ί / C ο d

eine höhere Ferritzahl in dem bearbeiteten und geglühten Zustand eine höhere Festigkeit an, was jedoch nur auf Kosten der Duktilität erzielt wird. Für eine beste Ausgewogenheit von Festigkeit und Duktilität im bearbeiteten und geglühten Zustand liegt der Instabilitätsfaktor vorzugsweise zwischen 5,0 und 8,2 und die Ferritzahl zwischen 1 und 2.

Es wurde gefunden, daß eine Erhöhung des Nickel-, Chrom-, Mangan- plus Stickstoffgehalts oder des Kupfergehalts die Festigkeitswerte erniedrigt und die Duktilität verbessert. Das ist wahrscheinlich auf einen niedrigen Instabilitätsfaktor (und somit Ferritzahl) zurückzuführen mit daraus folgender Verminderung der Kaltverfestigungsgeschwindigkeit. Nickel und Mangan plus Stickstoff üben die größte Wirkung zur Herabsetzung der Festigkeit aus. Bezüglich der Kaltverfestigungsgeschwindigkeit übt der Kupfergehalt, ausgedrückt in Gewichtsprozent, den größten Einfluß zur Herabsetzung dieser Kaltverfestigungsgeschwindigkeit aus, gefolgt von Nickel, Chrom und Mangan. Ein Zusatz von 0,5 Gew.% Kupfer ist etwa genauso wirksam wie 1,5 Gew.% Nickel, 3 Gew.% Chrom oder 4 Gew.% Mangan, was die Herabsetzung der Festigkeitswerte und den Grad des durch Kaltbearbeitung erzeugten Deformationsmartensits betrifft.

Die obigen Beobachtungen werden durch eine Reihe von Versuchsschmelzen bestätigt, die hergestellt, bearbeitet und getestet wurden. Der Einfluß von Änderungen des Nickel-, Chrom-, Mangan- plus Stickstoffgehalts und des Kupfergehalts wurde sowohl innerhalb als auch außerhalb der erfindungsgemäßen Bereiche dieser Elemente in dem Stahl untersucht. Die Zusammensetzungen dieser Versuchsschmelzen sind in Tabelle I zusammen mit Berechnungen des Instabilitätsfaktors, des

ϊ ι / -J J J

^hromäquivalents und rJ^s Nickeläquivalents entsprechend den vorstehend angegebenen Gleichungen angegeben. Eigenschaften der Schmelzen von Tabelle I im kaltgewalzten und geglühten Zustand sind in Tabelle II zusammengefaßt. Für Vergleichszwecke wurden gleichzeitig handelsübliche Proben von AISI Typ 301 und 304-Stählen im gleichen Zustand getestet. Die Schmelzen wurden erschmolzen und zu Blöcken gegossen, bei 1260° C auf eine Dicke von 2,5 mm warmheruntergewalzt und bei 1093° C geglüht. Proben wurden um 50 % auf 1,3 mm kaltvermindert und bei 1093° C geglüht. Die Testergebnisse in Tabelle II basieren auf 1,3 mm dicken geglühten Proben. Proben des warmgewalzten und geglühten 2,5 mm Materials wurden dann verschieden stark kaltvermindert. Genauer ausgedrückt wurde eine Gruppe um 50 % auf 1,3 mm Dicke heruntergewalzt, bei 1093° C geglüht, entzundert und weiter um 20 % auf 1,0 mm Dicke kaltvermindert. Eine weitere Gruppe von Proben wurde um 30 % auf 1,7 mm Dicke kaltvermindert, bei 1093° C geglüht, entzundert und um weitere 40 % auf 1,0 mm Dicke kaltheruntergewalzt. Eine letzte Gruppe von Proben wurde um 60 % in einer Kaltwalzstufe auf 1,0 mm Dicke heruntergewalzt.

Um 20 %, 40 % und 60 % kaltverminderte Proben wurden einem Kaltverfestigungstest unterworfen, während geglühte Proben, die um 50 % kaltvermindert waren, Spannungstests, Erichsen-Tiefziehversuchen (Einbeulversuchen) und GTA Schweißfestigkeitsbewertungen und Verformbarkeitsbewertungen unterworfen wurden. Proben von AISI Typ 301 und 304-Stählen wurden ebenfalls Kaltverfestigungstests unter den gleichen Bedingungen für Vergleichszwecke unterworfen. Die Kaltverfestigungstests sind in der Tabelle III und die GTA mechanischen Schweißeigenschaften sind in Tabelle IV zusammengefaßt.

Aus den Daten von Tabelle II geht hervor, daß erfindungsgemäße Stähle mit einer Ferritzahl von 1,0 eine höhere

3 117:33

Festigkeit zeigten als 301-und 304-Stähle und daß die Verformbarkeit nach dem Erichsen-Tiefziehversuch etwa gleich wie die der 301- und 304-Stähle war. Für Ferritzahlen über nahm die Festigkeit zu, während die Duktilität und Verformbarkeit abnahm.

Die Kaltverfestigungstests von Tabelle III zeigen, daß die Kaltverfestigungsgeschwindigkeit der erfindungsgemäßen Stähle wesentlich größer ist als die von 301- und 304-Stählen. In einigen Fällen zeigten erfindungsgemäße Stähle nach einer etwa 60%igen Kaltverminderung eine Rockwell C Härte von angenähert 50. Erfindungsgemäße Stähle mit einer Ferritzahl von 1 in kaltvermindertem und geglühtem Zustand erreichten'Festigkeitswerte weit über denjenigen üblicher Legierungen, wobei diese Werte sich denjenigen von warmbehandelten, ausscheidungsgehärteten Stählen annäherten, wenn sie um mehr als 50 % kaltvermindert wurden.

Die in Tabelle IV angegebenen autogenen GTA-Schweißungen betrafen Ferritzahlen, die gut mit denjenigen des geglühten Basismetalls vergleichbar sind. Schmelzen mit hohen Ferritzahlen zeigten hohe Festigkeitswerte und geringe Duktilität und Verformbarkeit. Selbst einige der Schmelzen mit niedrigen Ferritzahlen zeigten Duktilitätsverluste, wenn der Instabilitätsfaktor 8,0 überstieg. Bei einer niedrigen Ferritzahl und einem Instabilitätsfaktor unter 8 waren an erfindungsgemäßen Stählen durchgeführte Schweißungen in ihrer Festigkeit und Verformbarkeit vergleichbar mit den Werten ihres Basismetalls.

Weitere Schmelzen von erfindungsgemäßen Stählen wurden hergestellt und auf ihre Abrieb- oder Verschleißfestigkeit getestet. Für Vergleichszwecke wurden Proben von Kohlenstoffstahl, AISI Typ 301 und 304, und ein der erwähnten

3 Λ 1 "7 Γ ο η I ί / J J J

US-Patentschrift 3 940 266 entsprechender Stahl (unter dem Warenzeichen "NITRONIC 33" im Handel) den gleichen Tests unterworfen. Die Zusammensetzungen dieser Stähle sind in Tabelle V angegeben. Mehrere Reihen von Verschleißtests wurden durchgeführt und die Ergebnisse sind in den Tabellen VJ bis IX angegeben. In Tabelle VI befanden sich die erfindungsgemäßen Stähle im warmgewalzten Zustand, während in Tabelle VII bis IX die erfindungsgemäßen Stähle im warmgewalzten und geglühten Zustand vorlagen.

Der mit Erzstückchen durchgeführte Test in Tabelle VI war ein starker Abriebtest mit nur leichten Korrosionseffekten. Die Tests in Tabelle VI (Serie 3) und den Tabellen VII und VIII, die mit Phosphaterz durchgeführt wurden, vereinigten Abrieb- und Korrosionseffekte. Der unter Verwendung eines nassen Phosphatschlamms durchgeführte Mischertest von Tabelle IX simulierte Betriebsbedingungen in einer Baggerschlammleitung infolge der hohen Schlammgeschwindigkeit und des offenen Systems.

In Tabelle VI war die relative Verschleißfestigkeit der erfindungsgemäßen Stähle um ein 2,8 bis 3,9-faches größer als die von Kohlenstoffstahl und wesentlich besser als die von NITRONIC 33 bei den beiden Tests mit den Erzstückchen. Bei dem mit dem Phosphatschlamm durchgeführten Test von Tabelle Vl waren die erfindungsgemäßen Stähle mindestens viermal besser als Kohlenstoffstahl und um 78 % besser als NITRONIC 33.

Im geglühten, in Tabelle VII betrachteten Zustand nahm die relative Verschleißfestigkeit der erfindungsgemäßen Stähle verglichen mit Kohlenstoffstahl ab. Trotzdem betrug die relative Verschleißfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls das Dreifache von derjenigen von Kohlenstoffstahl und war um 60 % besser als von NITRONIC 33. Es ist möglich, daß der neue, geglühte Zustand während dieser Tests einen

ι ί "^ ς ^

verfahrensbedingten Verschleiß erlitt, der stärker war als ein Verschleiß im stetigen Zustand.

In Tabelle VIII wurden direkte Vergleichsversuche nur mit rostfreien Stählen durchgeführt. Der erfindungsgemäße Stahl zeigte eine leichte Überlegenheit gegenüber Stahl vom Typ und NITRONIC 33. In Tabelle VIII wurde auch eine Legierung mit hohem Nickel- und hohem Kupfergehalt für Vergleichszwecke getestet und als Vergleichszahl 1,0 verwendet. Nach Beendigung des Tests war der erfindungsgemäße Stahl um 17% abriebbeständiger als die Bezugslegierung mit hohem Nickel- und hohem Kupfergehalt.

In dem Test von Tabelle IX erwiesen sich die Bedingungen für Kohlenstoffstahl in allen Serien, die mit verschiedenen Ausbildungen der Mischschaufeln, verschiedenen Geschwindigkeiten und mit verschiedener Dauer durchgeführt wurden, sehr viel stärker erodierend für Kohlenstoffstahl. Obwohl der erfindungsgemäße Stahl in zwei Serien schlechter war als NITRONIC und die Legierung mit hohem Nickel- und hohem Kupfergehalt, zeigen doch die gesamten Ergebnisse aller fünf Serien, daß der erfindungsgemäße Stahl dem NITRONIC 33 überlegen und der Legierung mit hohem Nickel- und hohem Kupfergehalt etwa gleich ist. Die große Überlegenheit aller drei rostfreien Stähle über Kohlenstoffstahl in Tabelle IX ist ganz offensichtlich.

Wie man sieht, besitzt der erfindungsgemäße Stahl somit eine relative Verschleißfestigkeit sowohl im warmgewalzten als auch im warmgewalzten und geglühten Zustand, die mindestens das 2,5-fache gegenüber Kohlenstoffstahl beträgt und der erfindungsgemäße Stahl zeigt insgesamt gegenüber allen getesteten Stählen eine Überlegenheit.

O \ ' : ■ J J

--Τ6 -

Für einen bestimmten Duktilitätswert (gemessen in % Dehnung) zeigen die erfindungsgemäßen Stähle eine viel höhere Härte im kaltgehärteten bzw. kaltverfestigten Zustand als Standard-Stähle der 300 Serie.

Die Erfindung schafft somit einen Stahl mit hoher Festigkeit, überlegener Abriebbeständigkeit, guter Duktilität und einer hohen Kaltverfestigungsgeschwindigkeit im warmgewalzten sowie im warmgewalzten und geglühten Zustand und eine 0,2 % Streckfestigkeit von über 200 ksi (1379 MPa) bei einer Kaltverminderung um mehr als 50 %. Obwohl sich die erfindungsgemäßen Stähle für einen weiten Anwendungsbereich eignen, sind sie doch besonders zur Herstellung von Baggerschlammleitungen durch Schweißen eines in zylindrische Form gebrachten warmgewalzten Bandes geeignet und zwar wegen ihrer wesentlich besseren Abriebbeständigkeit, verglichen mit derzeit zur Herstellung solcher Leitungen verwendetem Kohlenstoffstahl.

Auch kann der erfindungsgemäße Stahl in Form von Stäben, Stangen und Draht sowohl mit der weiten als auch mit den bevorzugten Zusammensetzungen vorliegen. Die beim Drahtziehen erzielte hohe Festigkeit und gute Duktilität ergibt eine neue Eigenschaftskombination, wie man sie in bisherigem Stahl nicht für erzielbar hielt, insbesondere bei Verminderungen der Querschnittsflache von über 50 %.

	%C	%Mn	XS	ZS	TABE	LLE	%Cr	%Ni	I	%Cu	IZ	Cr-Äqu.	Ni-A
	0.025 0.025 0.025	4.01 3.95 3.60	0.020 0.020 0.020	0.018 0.018 0.018	Zusammensetzungen -	17.26 17.21 16.88	0.96 1.75 3.35	Gew.%	0.73 0.71 0.71	+12.8 +10.9 + 7.3	18.2 18.1 17.7	9.5 10.2 11.6
Probe	0.028 0.028	6.92 6.38	0.019 0.018	0.013 0.013	%Si	13.27 16.23	1.71 1.68	%N	0.86 0.85	+ 8.2 + 7.5	14.0 16.9	12.7 12.4
1 2 3	0.043 0.043 ,0.028 0.028	4.70 8.89 4.56 8.75	0.020 0.020 0.018 0.018	0.015 0.015 0.015 0.015	0.51 0.48 0.42	15.35 14.92 14.79 14.32	1.71 1.72 1.72 1.72	0.18 0.18 0.18	0.76 0.71 0.75 0.72	+ 9.7 + 5.'4 +12.0 + 8.0	16.2 15.6 15.5 15.0	11.7 13.8 10.0 12.1
4 5*	0.030 0.030	7.10 7.00	0.019 0.021	0.014 0.014	0.36 0.30	15.24 14.90	1.73 1.92	0.21 0.21	0.21 2.20	+ 9.0 + 5.0	16.1 15.7	12.6 13.7
6 η-k 8 g*					0.39 0.35 0.31 0.28	0.20 0.20 0.16 0.16
10 11				0.40 0.39	0.21 0.21

* erfindungsgemäße Stähle

TABELLE II

	F.Z.	Eigenschaften im	(444) (390) (352)	Zugfestigk. ksi (MPa)	(1210) (1131) (965)	warmgewalzten	und gegl	Unten Zustand	(5.4) (6.8) (11.2)
Probe	28 7.5 1.0	0,2% Streck festigkeit ksi (RPa)	(330) (339)	175.5 164.0 140.0	(945) (896)	% Dehnung 2ZoIl (50,8mm)	Härte RB/C	Erichsen- Einbeulversuch Ht.-Zoll (mm)	(8.8) (11.8)
1 2 3	2.5 1.0	64.5 56.5 51.0	(745) (348) (529) (308)	137.0 130.0	(1300) (824) (1286) (876)	16.0 20.0 34.0	C27.5 C21.0 B91.5	0.210 0.270 0.440	(6.3) (12.3) (7.Γ) (12.3)
4 5*	26 1.0 >30 1.0	47.9 49.2	(365) (345)	188.5 119.5 186.5 127.0	(1052) (745)	35.0 45.5	B94.5 B92.0	0.345 0.465	(11.7) (11.7)
6 7* 8 9*	1.0 1.0	108.0 50.5 76.7 44.6	(276) (241)	152.5 108.0	(758) (586)	14.0 57.0 10.0 52.0	C42.5 B93.5 C41.0 B88.5	0.250 0.485 0.280 0.485	(12.2) (12.1)
IO 11		53.0 50.0	110.0 85.0	49.5 55.5	B96.5 B89.5	0.460 0.460
T-301 T-304		40.0 35.0	60 55	B85 B80	0.480 0.475

erfindungsgemäße Stähle

	TABELLE I	0,2% Streck festigkeit Zugfestigk. ksi (MPa) ksi (MPa)	175.5 (1210) 210.5 (1452) 235.5 (1624) 256.0 (1765)	II	Zustand	Ferrit zahl	\ JO 7°
	Mechanische Eigenschaften im	64.5 (444) 172.5 (1189) 230.5 (1589) 253.5 (1748)	164.0 (1131) 204.0 (1407) 227.0 (1565) 249.5 (1720)	kaltbearbeiteten	Härte RB/C	28 T»30 >30 >30	\
Probe	% Kaltbe- arbeitg.	56.5 (390) 121.5 (838) 215.5 (1486) 247.0 (1703)	140.0 (965) 182.5 (1258) 204.5 (14'1O) 221.0 (1524)	% Dehnung 2ZoIl (50,8mm)	C27.5 C48.0 C49.0 C49.0	7.5 >30 >30 >30
1	0 19.2 40.3 56.9	51.0 (352) 107.0 (738) 180.0 (1241) 216.5 (1492)	137.0 (945) 179.0 (1234) 216.0 (1489) 233.0 (1641)	16.0 9.5 4.0 3.0	C21.0 C47.0 C49.5 C50.5	1.0 16.5 >30 >30
2	0 19.2 38.9 56.6	47.9 (330) 111.0 (765) 198.0 (1365) 234.0 (1613)	130.0 (896) 173.0 (1192) 198.5 (1369) 229.0 (1579)	20.0 12.0 5.5 2.5	B91.5 C43.0 C48.5 C50.5	2.5 16 >30 >30
3	0 17.6 39.7 55.9	49.2 (339) 110.0 (758) 185.5 (1279) 213 (1468)	34.0 17.0 13.5 7.0	B94.5 C40.0 C47.0 C48.5	1.0 11.5 >30 >30
4	0 19.2 40.3 59.1	35.0 18.0 9.0 3.5	B92.0 C39.5 C47.0 C48.0
5*	0 18.8 40.6 56.5	45.5 20.0 14.0 4.0

erfindungsgemäße Stähle

CO

CO CQ

• TABELLE III (Seite 2)

	Mechanische Eigenschaften im kai	0,2% Streck festigkeit ksi (MPa)	(745) (1290) (1686) (1858)	Zugfestigk. ksi (MPa) 2	tbearbeiteten	Zustand	Ferrit zahl
Probe	Kaltbe- arbeitg.	108.0 187.5 244.5 269.5	(348) (882) (.1116) (1524)	188.5 (1300) 217.5 (1500) 248.0 (1710) 273.0 (1382)	% Dehnung Zoll (50,8mm)	Härte RB/C	26 >30 >30 >30
6	0 20.2 40.0 58.8	50.5 128.0 162.0 221.0	(529) (1448) (1590) (1700)	119.5 (BIh) 172.5 (.1190) 189.0 (1303) 229.0 (1579)	14.0 12.0 5.0 7.0	C42.5 C49.5 C52.5 C53.0	1.0 7.5 12.5 19.5
7*	0 22.9 35.9 58.4	76.7 210.0 230.5 .246.5	(308) (758) (1217) (1451)	186.5 (1286) 218.0 (1503) 234.0 (1613) 250.5 (1727)	57.0 23.0 17.0 4.0	B93.5 C43.0 C47.5 C51.0	>30 >30 >30 >30
8	0 17.6 39.8 57.9	44.6 110.0 176.5 210.5	(365) (772) (1441) (1754)	127.0 (876) 164.5 (1134) 193.5 (1334) 221.0 (1524)	10.0 3.5 3.0 2.5	C41.0 C45.0 C48.0 C48.0	1.0 12.5 29.5 >30
9*	0 19.2 40.0 56.6	53.0 112.0 209.0 254.5	152.5 (1052) 192.0 (1324) 221.5 (1528) 261.0 (1800)	52.0 22.0 13.0 3.5	B88.5 C38.5 C46.0 C47.0	1.0 12.5 >30 >30
10	0 16.3 39.5 58.4	49.5 21.5 13.0 3.5	B96.5 C44.5 C51.5 C53.5

erfindungsgemäße Stähle

Probe
11

τ-301

Τ-304

Kaitbearbeitg.

20.8
34.8
56.8

20
40
60

18.5
40.3
59.5

0,2% Streckfestigkeit
ksi (MPa)

50.0 (345)

120.0 (828)

158.5 (1092)

194.5 (1341)

44.0 (303)

115.6 (797)
182.6 (1259)

29.2 (201)
•91.0 (627)
131.0 (903)
156.4 (1078)

Zugfestigk. ksi (MPa)

108.0 (745)

153.5 (1058)

170,5 (1176)

203.5 (1403)

117.4 (809)

165.4 (1140)

196.0 (1351)

203.1 (1400)

83.4 (575)

106.2 (732) 145.2 (1001) 169.2 (1167)

% Dehnung
2ZoII (50,amm)

55.5

25.0

20.0

5.0

63.0
30.0

10
4

68.0

32.0

9.0

5.0

Härte RB/C

B89.5 C38.0 C44.O C48.0

B88.0 C37.5 C45.O C44.5

B70.0 C23.0 C34.5 C38.0

Ferritzahl

1.0

4.0

8.0

11.0

* erfindungsgemaße Stähle

	Probe	Mechanische	(448) (404) (362)	TABELLE IV	(744) (738) (862)	Schweißungen	Erichsen- Einbeulversuch Ht.-Zoll (mm)	(3.4) (4.5) (10.0)	ι Ferrit zahl
	1 2 3	0,2% Streck festigkeit ksi (MPa)	(.326) (350)	Eigenschaften von	(455) (890)	Dehnung 2 Zoll (50,8mm)	0.135 0.175 0.390	(7.4) (10.2)	26.5 6.5 1.0
IZ	4 5*	65.0 58:5 52.5	(734) (348) (533) (302)	% Zugfestigk. ksi (MPa)	(1076) (827) (1089) (858)	4.0 8.5 21.0	0.290 0.400	(4.0) (11.9) (4.4) (11.9)	1.5 1.0
12.8 10.9 7.3	6 7* 8 9*	47.2 50.8	(372) (348)	108.0 107.0 125.0	(1017) (768)	7.0 43.5	0.160 0.470 0.170 Ο.47Ό	(9.2) (12.0)	>30 1.0 >30 1.0
8.2 7.5	10 11	106.5 50.5 77.3 43.8	66.Ό 129.0		7.0 54.5 3.0 46.0	0.360 0.475		1.0 1.0
.9.7 5.4 12.0 8.0		54.0 50.5	156.0 120.0 158.0 124.5	37.0 53.0
9.0 5.0		147.5 111.5

* erfindungsgemäße Stähle

	C	TABELLE	V	Si	Cr	Gew.%	N	Cu	56
	0.34	Zusammensetzungen -	0.17	-	Ni	-	-	55
Probe	0.053	Mn	0.67	17.47	-	0.28	-	56
Kohlenstoffstahl (AISI 1030)	0.068	1.14	0.48	18.45	3.45	0.01	-	48
NITRONIC 33	0.058	12.93	0.40	14.99	8.9	0.18	0.
Typ 304	0.059	1.66	0.38	14.95	0.99	0.18	0.
12*	0.056	7.36	0.35	14.93	1.50	0.18	0.
13*	0.035	7.34	0.45	17.05	1.96	0.14	2.
14*		7.18.		4.56
15 (Viel Ni7 viel Cu)	1.76

* erfindungsgemäße Stähle

TABELLE VI Mit nassem Schlamm in der Kugelmühle durchgeführte Abriebtests

Bedingungen: 2000 ml Wasser + 200 ml Erzstückchen + 100 ml SiO₂
42,38 m/Min., 1 Stunde, Gegenproben, Raumtemperatur

Relative Verschleißdauer (Kohlenstoffstahl als Bezugsgröße 1,0)
Serie 1

Zyklus	Kohlenstoffstahl	Probe 12	Probe 13	Probe 12	Probe 14	Probe 14
1	1,0	5,4	3,8	4,8	3,9	2,9
2	1,0	2,9	3,0	4,0	3,0
kumuliert	1,0	3,9	3,4	4,3	3,5	Probe 14
Serie 2					4,7
Zyklus	Kohlenstoffstahl	Nitronic 33	Probe 12	Probe 13	3,5
1	1,0	2,1	3,1	2,8	4,0
Serie 3	1800 ml Wasser +	1000 ml Phosphaterz - 2	Stunden
Zyklus	Kohlenstoffstahl	Nitronic 33	Probe 13
1	1,0	2,4	4,8
2	1,0	2,1	3,6
kumuliert	1,0	2,3	4,1

Bedingungen:

TABELLE VII Mit nassem Schlamm in der Kugelmühle durchgeführte Abriebtests

ml Wasser + 1000 ml Phosphaterz, 42,38 m/Min.,
Stunden, Gegensproben, Raumtemperatur

Relative Verschleißdauer (Kohlenstoffstahl als Bezugsgröße 1,0)

Serie 1

Zyklus	Kohlenstoffstahl	Nitronic 33	Probe 12	Probe 13	Probe 14
1	1,0	1,9	3,0	2,7	2,8
2	1,0	1,8	2,6	2,5	2,6
kumuliert	1,0	1,8	2,8	2,6	2,7
Serie 2
Zyklus	Kohlenstoffstahl	Nitronic 33	Probe 12	Probe 13	Probe 14
1	1,0	2,2	3,7	3,5	3,4
2	1,0	1,8	3,1	3,0	3,2
3	1,0	1,6	2,5	2,5	2,5
kumuliert	1,0	1,86	3,00	2,93	2,91

Ol CaJ CD

TABELLE VIII

Mit nassem Schlamm in der Kugelmühle durchgeführte Abriebtests

Bedingungen:

1800 ml Wasser + 1000 ml Phosphaterz, 42,38 m/Min., 2 Stunden, Gegenproben, Raumtemperatur

Relative Verschleißdauer (Probe 15 als Bezugsgröße 1,0)

Serie 1

Zyklus	Typ 304	Nitronic 33	Probe 15	Probe 13
1	1,4	1,4	1,0	1,2
2	1,2 .	1,3	1,0	1,3
3	1,2	1,0	1,0	1,3
kumuliert	1,25	1,23	1,0	1,25
Serie 2
Zykl us	neuer Schlamm	- 6 Stunden
1	1,08	1,05	1,0	1,17

If»

CO

-—Τ O

TABELLE IX Mischertest - durch nasse Phosphataufsch!ämmung

Bedingungen: 1000 ml Phosphaterz, verdünnt auf 3000 ml,

Gegenproben, Raumtemperatur

Relative Verschleißdauer (Kohlenstoffstahl als Bezugsgröße 1,0) Serie 1 - 18 Stunden

Kohlenstoffstahl Nitronic 33 Probe 12 Probe 15 1,0 47,6 37,9 31,4

Serie 2 - 2 Stunden - gleiche Aufschlämmung + 300 ml SiO₂

1,0 20,5 10,1 14,3

Serie 3 - 23 Stunden

1,0 62,3 63,9 117,7

Serie 4 - 5 Stunden - neue Aufschlämmung - 1500 ml Phosphaterz, kein SiO₂ 1,0 30,1 · 35,9 46,1

Serie 5 - 20 Stunden - 1500 ml Phosphaterz + 300 ml SiO₂

1,0 26,0 61,0 50,3

kumulativ 1,0 34,6 44,5 45,5

CO

CO UD

L e~e r s e i t e

Claims (11)

1. ü 1 I / ^j ο Patentanwälte

   Dipl.-Ing. Dipl.-Chem. Dipl.-Ing.

   E. Prinz - Dr. G. Hauser - G. Leiser

   Ernsbergerstrasse 19

   8 München 60

   ARMCO INC. ⁴· ^{Mai 1981}

   703 Curtis Street

   Middletown, Ohio 45043 /V.St.A.

   Unser Zeichen: A 1857

   Patentansprüche

   . Rostfreier austenitischer Stahl mit hoher Festigkeit, überlegener Verschleißfestigkeit, guter Warmbearbeitbarkeit, guter Duktilität und hoher Kaltverfestigungsgeschwindigkeit, im wesentlichen bestehend aus 0,015 bis 0,10 Gew.% Kohlenstoff, 5,5 bis 10,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,06 Gew.% Phosphor, höchstens 0,06 Gew.% Schwefel, höcshtens 2,0 Gew.% Silicium, 12,5 bis 20,0 Gew.% Chrom, 1,0 bis 3,5 Gew.% Nickel, höchstens 0,85 Gew.% Kupfer, 0,15 bis 0,30 Gew.% Stickstoff und im übrigen aus Eisen, mit einem Instabilitätsfaktor von 2,5 bis 8,5, berechnet nach der Gleichung:

   Instabilitätsfaktor = 37,2 - 51,25 (%C) 2,59 (%Ni) - 1,02 (%|Mn) - 0,47 (%Cr) 34,4 (%N) - 3 (%Cu).
2. 2. Stahl nach Anspruch 1, im wesentlichen bestehend aus

   0,02 bis 0,06 Gew.% Kohlenstoff, 6,0 bis 9,0 Gew.% Mangan, höchstens 0,06 Gew.% Phosphor, höchstens 0,06 Gew.% Schwefel, höchstens 1,0 Gew.% Silicium, 13,0 bis 17,0 Gew.% Chrom, 1,0 bis weniger als 3,0 Gew.% Nickel, 0,5 bis 0,85 Gew.% Kupfer, 0,15 bis 0,25 Gew.% Stickstoff und im übrgen aus Eisen.

   Dr.Ha/Gl
3. 3. Stahl nach Anspruch 1, bestehend im wesentlichen aus 0,02 bis 0,05 Gew.% Kohlenstoff, 7,0 bis 8,5 Gew.% Mangan, höchstens 0,04 Gew.% Phosphor, höchstens 0,04 Gew.% Schwefel, 0,4 bis 0,75 Gew.% Silicium, 14,75 bis 15,50 Gew.% Chrom, 1,5 bis 2,5 Gew.% Nickel, 0,6 bis 0,75 Gew.% Kupfer, 0,18 bis 0,22 Gew.% Stickstoff und im übrigen aus Eisen, wobei dieser Stahl ein Nickeläquivalent zwischen 12 und 15 berechnet nach der Gleichung:

   Nickeläquivalent .= %Ni + 30 (%C) + 0,5 (%Mn) +30 (%N) +0,5 (%Cu)

   und ein Chromäquivalent zwischen 14 und 17, berechnet nach der Gleichung:

   Chromäquivalent = %Cr + %Mo + 1,5 (%Si) +0,5 (%Cb).
4. 4. Stahl nach Anspruch 2 oder 3, gekennzeichnet durch eine relative Verschleißdauer im warmgewalzten und im warmgewalzten und geglühten Zustand, die mindestens das 2,5-fache derjenigen von Kohlenstoffstahl beträgt.
5. 5. Stahl nach Anspruch 2 in Form von warmgewalztem und geglühtem Band mit einer austenitischen MikroStruktur, hoher Festigkeit, überlegener Verschleißfestigkeit, guter Duktilität und hoher Kaltverfestigungsgeschwindigkeit.
6. 6. Stahl nach Anspruch 2 in Form von kaltvermindertem und geglühtem Blech und Streifen mit einer 0,2 % Streckfestigkeit von über 200 ksi bei über 50 %iger Kaltverminderung und mit überlegener Verschleißfestigkeit.
7. 7. Stahl nach Anspruch 1 in Form eines Fertigfabrikats mit hoher Festigkeit, überlegener Verschleißfestigkeit und guter Duktilität.

   3117533
8. 8. Stahl nach Anspruch 2 in Form eines Fertigfabrikats mit hoher Festigkeit, überlegener Verschleißfestigkeit und guter Duktilität.
9. 9. Durch Verschweißen eines warmgewalzten und geformten austenitischen rostfreien Stahlbands gemäß Anspruch 2 hergestellte Schlammleitung mit besserer Verschleißfestigkeit als die von Kohlenstoffstahl.
10. 10. Stahl nach Anspruch 1 in Form von Stäben, Stangen und Draht mit hoher Festigkeit, überlegener Verschleißfestigkeit und guter Duktilität.
11. 11. Stahl nach Anspruch 2 in Form von Stäben, Stangen und Draht mit hoher Festigkeit, überlegener Verschleißfestigkeit und guter Duktilität.