Verfahren zur Herstellung von Temperguss. Alle Bestrebungen der Technik durch me tallurgische Massnahmen oder zusätzliche Wärmebehandlung die Festigkeitseigenschaf ten des Tempergusses zu verbessern, laufen letzten Endes darauf hinaus, die Werkstoff eigenschaften des getemperten oder geglüh- frischten Erzeugnisses möglichst weitgehend denen des Stahls oder des Stahlgusses anzu gleichen.
Trotz aller bisher bekanntgewor denen Vorschläge legierungstechnischer Art oder solcher für die thermische Behandlung zur Herbeiführung zweckbedingter Ge brauchseigenschaften im Enderzeugnis ist bisher kein unter den Begriff Temperguss fallender Werkstoff hoher Zugfestigkeit be kanntgeworden, der die den Stahl und Stahl guss kennzeichnende Eigenschaft der Ge fügehomogenität und Temperkohlefreiheit innerhalb eines Wandungsquerschnittes auf weist, wenn man von dem Sonderfall des vollständig entkohlten, das heisst geglüh- frischten ferritischen Tempergusses absieht, der nur bei Gussstücken verhältnismässig gerin- ger Wandstärken praktisch vorkommt, aber wegen der geringen Zugfestigkeit des End produktes hier ausser Betracht fällt.
So ist bereits vorgeschlagen worden, die giesstechnischen Schwierigkeiten, die sich bei der Herstellung besonders dünnwandiger, legierter Stahlgussstücke ergeben, dadurch zu umgehen, dass man die Vergiessbarkeit und das Formfüllungsvermögen des flüssigen Werkstoffes geeigneter Zusammensetzung durch Erhöhung seines Kohlenstoffgehaltes bis auf Beträge, wie sie bei Temperrohguss üblich sind, verbessert und durch oxydieren des Glühen so weit entkolilt,
bis der mittlere Endkohlenstoffgehalt demjenigen des ange strebten legierten Stahlgusses entspricht. Die metallische Grundmasse eines Wandungs- querschnittes des auf diese Weise erhaltenen geglühfrischten Tempergusses ist jedoch von unhomogenem Gefügeaufbau. Es ist ferner bekannt, durch geeignete Legierungsmass nahmen die Temperkohlebildung beim Glüh- frischen von weiss erstarrtem Temperrohguss weitgehend zu verhindern, um dadurch dem Werkstoff gewisse Sondereigenschaften, z. B.
gute Schmelzschweissbarkeit, zu verleihen. Auch ist es seit Jahren üblich, Temperguss, zwecks Herbeiführung bestimmter Werk stoffeigenschaften, zusätzlichen Wärmebe handlungen, z. B. Weichglühen, Vergüten usw., zu unterwerfen. So werden beispiels weise - zur Verbesserung der Bearbeitbar- keit dickwandiger Querschnitte durch span abhebende Werkzeuge - Tempergussstücke in bekannter Weise durch Umwandlung des Perlits mit lamellarer Ausbildung des Ze- mentits in die kugelige Form des Zementits weichgeglüht.
Es ist auch schon vorgeschla gen worden, geglühfrischte, also oberfläch lich entkohlte, dickwandige Tempergussstücke, deren Wandungsquerschnitte noch 1 % Koh lenstoff oder darüber enthalten, über den Perlitpunkt hinaus wieder zu erhitzen, um der Oberfläche die Eigenschaft der Härtbar- keit zu verleihen.
In dem Bestreben, verwickelt gestaltete Konstruktionsteile höherer Festigkeit, die in Stahlguss nicht mehr oder nur schwierig her gestellt werden können und daher im Gesenk geschmiedet oder mit spanabhebenden Werk zeugen aus dem Vollen herausgearbeitet wer den müssen, doch auf dem wirtschaftlicheren Wege der Formgebung durch Giessen in Formen zu erzeugen, wurde gemäss dem Wesen der vorliegenden Erfindung folgender Weg beschritten.
Ein legierter Temperroh- guss wird durch Glühfrischen so weit ent- kohlt, bis der mittlere Kohlenstoffgehalt im Wandungsquerschnitt höchstens dem eutek- toiden Kohlenstoffgehalt der betreffenden Legierung entspricht; dabei wird für den Temperrohguss eine solche Zusammensetzung gewählt, dass beim Glühfrischen jegliche Temperkohlebildung unterbunden wird.
Der geglühfrischte Temperguss wird anschliessend einer durchgreifenden Diffusionsglühung un terzogen, wodurch der uuhomogene Gefüge aufbau beseitigt und ein Konzentrations ausgleich in der Verteilung der Karbide her beigeführt wird. Die bei der Diffusions- glühung eingetretene Gronkornbildung kann durch anschliessendes Normalglühen beseitigt werden. Der auf diese Weise umkristalli sierte, gefügehomogene und temperlohlefreie Temperguss ist in Gefügeaufbau und Zu sammensetzung wesensgleich einem geglüh- ten Stahl bezw. Stahlguss gleicher Zusam mensetzung.
Will man dem auf die beschrie bene Weise behandelten Temperguss hohe Festigkeitseigenschaften verleihen, so kann er einer der bei Stahl ähnlicher Zusammen setzung durchführbaren Wärmebehandlung (Vergüten, Härten, Anlassen, Warmbadver güten usw.) unterworfen werden.
Das erfindungsgemäss erhaltene Erzeug nis weist Werkstoffeigenschaften auf, die im Gegensatz zu denen der normalen Temper gussarten und anderer Erzeugnisse des tech nischen Eisens nur einem entsprechend zu sammengesetzten Stahl und Stahlguss eigen tümlich sind, nämlich: 1. Abwesenheit elementaren Kohlenstoffes (Temperkohle) im Gefüge.
2. Homogene Verteilung der Karbide über den Wandungsquerschnitt.
3. Die durch 1. und 2. bedingte Homogeni tät im M1ilkrogefügeaufbau des Wan- dungsquers chnittes.
4. Die mit den Eigenschaften 1. und 3. zwangläufig gegebene Gleichförmigkeit der Festigkeitseigenschaften innerhalb der Querschnittselemente ein und dessel ben Wandungsquerschnittes.
Das Wesen des erfindungsgemäss erhal tenen Erzeugnisses lässt sich am treffendsten umschreiben als legierter, geglühfrischter, temperkohlefreier und gefügehomogener Temperguss. hoher Festigkeit.
Durch die Eigenschaft der Gefügehomo genität innerhalb der temperkohlefreien, me tallischen Grundmasse ein und desselben Wandungsquersehnittes unterscheidet sich cler verfahrensmässig behandelte Temperguss geeigneter Zusammensetzung von den be kannten Tempergussarten,
und zwar von den niehtentkohlend geglühten - also nur ge- temperten - Gussarten mit gefügehomogener metallischer Grundmasse durch die Abwesen heit der Temperkohle, und von den entkoh- lend geglühten, also geglühfrischten, gefüge- unhomogenen Gussarten durch das über den ganzen Wandungsquerschnitt homogen aus gebildete und temperköhlefreie Gefüge.
Im Gegensatz zu den in üblicher Weise geglüh- frischten und weiterverarbeiteten, temper- kohlehaltigen Tempergussarten mit ihren zwangläufig durch den urhomogenen Ge fügeaufbau der metallischen Grundmasse bedingten ungleichförmigen Festigkeitseigen schaften in den einzelnen den Wandungs querschnitt aufbauenden Gefügezonen weist der erfindungsgemäss behandelte legierte und temperkohlefreie Temperguss infolge des durch die Diffusionsglühung bewirkten Kon zentrationsausgleichs in der Karbidvertei lung und der daraus resultierenden Ge fügehomogenität in allen den Wandungs querschnitt bildenden Querschnittselementen gleiche Festigkeitseigenschaften auf.
Durch diese Werkstoffeigenschaften ist der erfin dungsgemäss behandelte legierte, temper kohlefreie und gefügehomogene Temperguss praktisch wesensgleich einem Stahl entspre chender Zusammensetzung.
Bei der Wahl der chemischen Zusammen setzung des für das vorgeschlagene Ver fahren geeigneten Rohgusses ist darauf zu achten, dass sowohl der Rohguss in der Giess form graphitfrei erstarrt als auch beim Glüh- frischen und bei der Diffusionsglühung jeglicher Karbidzerfall unter Bildung von Temperkohle unterbleibt.
Da unter den am häufigsten verwendeten Legierungsmetallen das Chrom auch gleichzeitig das den Karbid zerfall am stärksten verhindernde Element ist, so kann man sich vorteilhaft dieses Le gierungsmetalles bei der Erschmelzung des für das vorgeschlagene Verfahren geeigneten Rohgusses bedienen.Selbstverständlich eignen sich auch die andern bekannten, den Karbid zerfall hindernden Elemente Mangan, Vana dium, Wolfram, Molybdän usw. oder gleich zeitig mehrere von ihnen als Legierungs komponenten.
Auf der Basis dieser Elemente kann man beispielsweise für den Temperroh- guss die Zusammensetzung der bekannten niedrig legierten Baustähle verwenden, um zu einem entsprechend zusammengesetzten Cr-Ni-, Cr-Mo-, Cr-Ni-Mo-, Cr-Mn-, Cr-V-, Cr-Mn-V- usw. -Temperguss zu gelangen.
Die an den geglühfrischten Gussstücken durchzuführende Diffusionsglühung wird zur Vermeidung weiterer Kohlenstoffverga sung und zur Verhütung der Oberflächen- verzunderung zweckmässig in neutraler At mosphäre vorgenommen bei Temperaturen oberhalb des A3-Umwandlungspunktes. Da die Diffusionsgeschwindigkeit des Kohlen stoffes im Gebiet der festen Lösung ausser von Konzentrationsgefälle von der Höhe der Glühtemperatur abhängig ist, wird man aus wirtschaftlichen Gründen möglichst hohe Temperaturen wählen, um die Glühzeit ab zukürzen. Durch die Diffusionsglühung wird ein Konzentrationsausgleich innerhalb der Wandungsquerschnitte bewirkt und dem zufolge ein gefügehomogener, temperkohle freier Werkstoff erhalten.
Versuche ergaben ferner, dass nach dem oxydierenden Glühen in der Kernzone dickerer Wandungen etwa noch vorhandener Primärzementit an dem Diffusionsvorgang teilnimmt, so dass im Enderzeugnis Gefügehomogenität in dem be treffenden Querschnitt festgestellt werden konnte. Der so behandelte Werkstoff ent spricht in seiner chemischen Zusammen setzung und in seinem Mikrogefügeaufbau einem legierten Stahl.
Auf Grund dieser Werkstoffbeschaffenheit ist das Erzeugnis allen bekannten thermischen Vergütungsbe handlungen, zu welchen auch die seit einigen Jahren bekannte Warmbadhärtung bezw. Warmbadvergütung (isotherme Austenitum- wandlung, Zwischenstufenvergütung) zählt, zugänglich, wie sie zur Verbesserung zweck bedingter Eigenschaften ähnlich zusam mengesetzter Vergütungsstähle angewendet werden.
So wurden erfindungsgemäss beispielsweise Probestäbe nach DIN 1692 aus einem Guss eisen mit 2,7 % C, 0,6 % Si, 1,5 % Mn, 0,06 P, 0,03% S,<B>0,9%</B> Cr und 0,4% Mo in oxy dierender Atmosphäre bei 1000 C geglüht und der Glühfrischprozess abgebrochen, nach dem der mittlere Kohlenstoffgehalt im Kreis- querschnitt von 12 mm Durchmesser auf etwa den eutektoiden Gehalt gesunken war.
Durch die nachgeschaltete Diffusionsglühung in neutraler Atmosphäre bei 1150 C trat voll ständiger Konzentrationsausgleich des Koh lenstoffes bezw. der Karbide - bei an nähernd eutektoider Gefügeausbildung über den Stabquerschnitt ein. Bei gleichzei tig mitbehandelten 6-mm- und 9-mm-Probe- stäben wurde, je nach dem Durchmesser der Querschnitte dieser Stäbe, infolge der stärke ren Entkohlung homogene Gefügeausbildung von untereutektoider Beschaffenheit erzielt. In den 6-mm-Kreisquerschnitten lag bei spielsweise ein homogenes je zur Hälfte aus Ferrit und Perlit bestehendes Gefüge vor.
Dem erfindungsgemäss behandelten Erzeug nis sind also hinsichtlich Gefügeausbildung die Merkmale eigen, die einen Stahl gleicher Zusammensetzung charakterisieren, nämlich Gefügehomogenität und Abwesenheit elemen taren Kohlenstoffes. Dementsprechend stim men auch die Festigkeitseigenschaften des wie beschrieben behandelten Werkstoffes nach zusätzlicher thermischer Vergütung mit denen eines Stahls bezw. Stahlgusses glei cher Zusammensetzung überein.
Die in- der vorbeschriebenen Weise ge- glühfrischten und der Diffusionsglühung un terworfenen Probestäbe wiesen nach weiterer thermischer Behandlung, und zwar erstens durch Normalglühen, zwecks Rückfeinung des bei der Diffusionsglühung grobkörnig gewordenen Gefüges, und zweitens durch an schliessendes Vergüten (Härten bei 850 C mit nachfolgendem dreistündigem Anlassen bei 650 C) folgende Festigkeitswerte auf:
EMI0004.0008
Probestab- <SEP> 6s <SEP> <I>ssB <SEP> 83</I>
<tb> durchmesser <SEP> kg/mm2 <SEP> kg/mm,
<tb> 6 <SEP> mm <SEP> 75 <SEP> 85 <SEP> 24
<tb> 9 <SEP> mm <SEP> 79 <SEP> 88 <SEP> 18
<tb> 12 <SEP> mm <SEP> 85 <SEP> 95 <SEP> 12 das heisst Gütewerte, die denen eines entspre chend zusammengesetzten Stahls gleicher Wärmebehandlung vergleichbar sind. Durch zweistündiges Anlassen bei 550 C war es möglich, beim 12-mm-Probestab Zugfestig keiten bis zu 130 kg/mm2 bei 8 % Bruch dehnung zu erhalten.
Die bei den 6-mm- und 9-mm-Probestäben ermittelten Festigkeits werte sind niedriger als die der 12-mm-Probe- stäbe und erklären sich aus den geringeren Kohlenstoffgehalten bezw. der geringeren Konzentration der Karbide als Folge des beim Glühfrischen in diesen Querschnitten vorhandenen stärkeren Kohlenstoffabbaues. Selbstverständlich können bei den 6-mm- und 9-mm-Probestäben durch Verkürzung der Glühfrischdauer geringere Entkohlungen und damit den 12-mm-Probestäben entsprechende Festigkeitswerte erzielt werden. Auch in bezug auf das Bruchaussehen und die den Zugfestigkeitswerten zugeordneten Brinell härten besteht Übereinstimmung mit den dem Stahl eigentümlichen Kennwerten.
Die den genannten Gütewerten zugeordneten Probestäben zeichneten sich im Bruchquer schnitt durch Einschnürungen von 30% und darüber aus. In der Hauptsache sind es schiefe unter 45 verlaufende Brüche mit Trichterbildung von sehniger Beschaffenheit, also ausgesprochene Verformungsbrüche. Deutlich kommt auch der Stahlcharakter des erfindungsgemässen Verkstoffes zum Aus druck in dem Verhältnis Zugfestigkeit : Bri- nellhärte; es ist ungefähr 1 : 3 und entspricht damit praktisch der für Stahl gültigen Um r ec 'hnunoszahl. en
Process for the production of malleable cast iron. All efforts made by technology to improve the strength properties of malleable cast iron through metallurgical measures or additional heat treatment ultimately result in the material properties of the tempered or annealed product being as similar as possible to those of steel or cast steel.
Despite all previously known proposals of an alloying type or those for thermal treatment to bring about functional properties in the end product, no material of high tensile strength falling under the term malleable cast iron has become known that has the property of structural homogeneity and freedom from tempered carbon that characterizes steel and cast steel of a wall cross-section, if one disregards the special case of completely decarburized, i.e. annealed and annealed, ferritic malleable cast iron, which only occurs in practice with castings with relatively small wall thicknesses, but is not considered here because of the low tensile strength of the end product.
It has already been proposed to circumvent the casting-related difficulties that arise in the production of particularly thin-walled, alloyed steel castings by improving the castability and mold filling capacity of the liquid material of suitable composition by increasing its carbon content up to amounts such as those in malleable cast iron are common, improved and decolorized by oxidizing the glow so far,
until the mean final carbon content corresponds to that of the desired alloyed cast steel. The metallic basic mass of a wall cross-section of the annealed and refined malleable cast iron obtained in this way, however, has an inhomogeneous structure. It is also known that by means of suitable alloying measures, the formation of tempered carbon in the annealing process of white solidified malleable cast iron can be largely prevented in order to give the material certain special properties, e.g. B.
good fusion weldability. It has also been customary for years to use malleable cast iron for the purpose of bringing about certain work material properties, additional heat treatments, e.g. B. soft annealing, tempering, etc. to submit. For example, to improve the machinability of thick-walled cross-sections using cutting tools, malleable cast iron pieces are annealed in a known manner by converting the perlite with lamellar formation of the cementite into the spherical shape of the cementite.
It has also already been suggested that annealed, superficially decarburized, thick-walled malleable cast iron pieces, whose wall cross-sections still contain 1% carbon or more, be reheated beyond the pearlite point in order to give the surface the property of hardenability.
In an effort to produce intricately designed structural parts of higher strength that can no longer or only with difficulty be made in cast steel and are therefore drop-forged or machined with cutting tools from the solid who must, but in the more economical way of shaping by casting in To generate shapes, the following route was followed in accordance with the essence of the present invention.
An alloyed malleable cast iron is decarburized by annealing until the mean carbon content in the wall cross-section corresponds at most to the eutectoid carbon content of the alloy in question; a composition is selected for the malleable cast iron that prevents any form of temper carbon during annealing.
The annealed malleable cast iron is then subjected to thorough diffusion annealing, which eliminates the unhomogeneous structure and balances the concentration in the distribution of the carbides. The Gronkorn formation that occurred during diffusion annealing can be eliminated by subsequent normalizing. The malleable cast iron recrystallized in this way, with a homogeneous structure and free of tempered hollow steel, is essentially the same as an annealed steel in terms of structure and composition. Cast steel of the same composition.
If one wants to give the malleable cast iron treated in the manner described above high strength properties, it can be subjected to a heat treatment (quenching and tempering, hardening, tempering, warm bath, etc.) that can be carried out with steel of a similar composition.
The product obtained according to the invention has material properties that, in contrast to those of normal tempered cast iron types and other products of technical iron, are only peculiar to a suitably composed steel and cast steel, namely: 1. Absence of elemental carbon (tempered carbon) in the structure.
2. Homogeneous distribution of the carbides over the wall cross-section.
3. The homogeneity caused by 1. and 2. in the microstructure of the wall cross-section.
4. The inevitably given uniformity of the strength properties within the cross-sectional elements of one and the same wall cross-section with the properties 1. and 3..
The essence of the product obtained according to the invention can best be described as alloyed, annealed, tempered carbon-free and structurally homogeneous malleable cast iron. high strength.
Due to the property of structural homogeneity within the tempered carbon-free, metallic base mass of one and the same wall cross-section, the malleable cast iron treated according to the process differs from the known types of malleable cast iron.
namely from the non-decarburizing annealed - i.e. only tempered - types of cast with a homogeneous metallic base mass due to the absence of the tempered carbon, and from the decarburising annealed, i.e. annealed, structurally inhomogeneous cast types due to the homogeneous and homogeneous formation over the entire wall cross-section temper coal-free structure.
In contrast to the conventionally annealed, freshly processed and further processed, tempered carbon-containing malleable cast iron types with their non-uniform strength properties in the individual structural zones that build up the wall cross-section, which are inevitably caused by the homogeneous structure of the metallic base mass, the alloyed and tempered carbon-free malleable cast iron treated according to the invention has due to the due to the diffusion annealing, the concentration compensation in the carbide distribution and the resulting structural homogeneity in all cross-sectional elements forming the wall cross-section have the same strength properties.
Due to these material properties, the alloyed, tempered carbon-free and structurally homogeneous malleable cast iron treated according to the invention is practically identical in nature to a steel of corresponding composition.
When choosing the chemical composition of the raw cast suitable for the proposed process, it must be ensured that the raw cast solidifies graphite-free in the casting mold and that no carbide decomposition occurs during annealing and diffusion annealing with the formation of tempered carbon.
Since, among the most frequently used alloy metals, chromium is also the element that prevents carbide decomposition most strongly, this alloy metal can advantageously be used when melting the raw casting suitable for the proposed process. Of course, the other known ones are also suitable Carbide disintegration-preventing elements manganese, vanadium, tungsten, molybdenum etc. or several of them as alloy components at the same time.
On the basis of these elements, for example, the composition of the known low-alloy structural steels can be used for malleable cast iron in order to produce a correspondingly composed Cr-Ni, Cr-Mo, Cr-Ni-Mo, Cr-Mn, Cr -V-, Cr-Mn-V- etc.-Malleable cast iron.
The diffusion annealing to be carried out on the annealed castings is expediently carried out in a neutral atmosphere at temperatures above the A3 transformation point to avoid further carbon gasification and to prevent surface scaling. Since the diffusion rate of the carbon in the area of the solid solution is dependent on the level of the annealing temperature in addition to the concentration gradient, the highest possible temperatures will be selected for economic reasons in order to shorten the annealing time. The diffusion annealing brings about a concentration equalization within the wall cross-sections and consequently a structurally homogeneous, tempered carbon-free material is obtained.
Tests also showed that after the oxidizing annealing in the core zone of thicker walls, any primary cementite still present participates in the diffusion process, so that structural homogeneity in the cross-section concerned could be determined in the end product. The material treated in this way corresponds to an alloyed steel in terms of its chemical composition and its microstructure.
Due to this material quality, the product is all known thermal Vergütungsbe treatments, to which the hot bath hardening, which has been known for several years, respectively. Hot bath tempering (isothermal austenite conversion, intermediate tempering) is what counts, accessible, as it is used to improve the properties of similarly composed heat treatable steels.
According to the invention, for example, test bars according to DIN 1692 were made from a cast iron with 2.7% C, 0.6% Si, 1.5% Mn, 0.06 P, 0.03% S, 0.9% / B> Cr and 0.4% Mo annealed in an oxidizing atmosphere at 1000 C and the annealing and refining process was terminated after the mean carbon content in the circular cross-section of 12 mm in diameter had fallen to roughly the eutectoid content.
The subsequent diffusion annealing in a neutral atmosphere at 1150 C resulted in full concentration equalization of the Koh lenstoffes respectively. the carbides - with an almost eutectoid structure over the rod cross-section. In the case of 6 mm and 9 mm test rods treated at the same time, depending on the diameter of the cross-sections of these rods, a homogeneous structure of hypoeutectoid quality was achieved as a result of the greater decarburization. In the 6 mm circular cross-sections, for example, there was a homogeneous structure consisting of half ferrite and half pearlite.
The product treated according to the invention is therefore inherent in terms of structure formation that characterize a steel of the same composition, namely structure homogeneity and the absence of elementary carbon. Accordingly, the strength properties of the material treated as described after additional thermal tempering with those of a steel respectively. Cast steel of the same composition.
The test rods annealed in the manner described above and subjected to diffusion annealing showed after further thermal treatment, firstly by normalizing, for the purpose of refining the structure that had become coarse-grained during diffusion annealing, and secondly by subsequent tempering (hardening at 850 C with subsequent three hours of tempering at 650 C) the following strength values:
EMI0004.0008
Trial rod- <SEP> 6s <SEP> <I> ssB <SEP> 83 </I>
<tb> diameter <SEP> kg / mm2 <SEP> kg / mm,
<tb> 6 <SEP> mm <SEP> 75 <SEP> 85 <SEP> 24
<tb> 9 <SEP> mm <SEP> 79 <SEP> 88 <SEP> 18
<tb> 12 <SEP> mm <SEP> 85 <SEP> 95 <SEP> 12 that means quality values which are comparable to those of a correspondingly composed steel with the same heat treatment. Tempering at 550 C for two hours made it possible to obtain tensile strengths of up to 130 kg / mm2 at 8% elongation at break with the 12 mm test rod.
The strength values determined for the 6 mm and 9 mm test rods are lower than those of the 12 mm test rods and can be explained by the lower carbon content or carbon content. the lower concentration of carbides as a result of the greater carbon degradation that occurs in these cross-sections during annealing. Of course, with the 6 mm and 9 mm test rods, by shortening the annealing refining time, lower decarburization and thus strength values corresponding to the 12 mm test rods can be achieved. Also with regard to the appearance of fracture and the Brinell hardness assigned to the tensile strength values, there is agreement with the characteristic values peculiar to steel.
The test bars assigned to the specified quality values were characterized by constrictions of 30% and more in the fracture cross-section. Mainly there are oblique breaks running below 45 with funnel formation of sinewy nature, i.e. pronounced deformation breaks. The steel character of the material according to the invention is also clearly expressed in the ratio of tensile strength: Brennell hardness; it is approximately 1: 3 and thus practically corresponds to the Um r ec 'hnunos number valid for steel. en