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Die
Neuerung bezieht sich auf einen hochfesten austenitisch-martensitischen
Leichtbaustahl, der mit Chrom, Silizium, Mangan und Aluminium legiert
ist und eine Zugfestigkeit größer 800
bis 1200 MPa und eine Bruchdehnung größer 25 aufweist und seine Verwendung.
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Stähle mit
Zugfestigkeiten über
600 MPa werden als Leichbaustähle
bezeichnet, da die Zugfestigkeit pro Gewichtseinheit höher liegt
als beim Aluminium.
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Um
die Festigkeit von Mehrphasenstählen, wie
es austenitisch-martensitische Stähle sind, anzuheben, gibt es
verschiedene Möglichkeiten.
So zum Beispiel die Erhöhung
des Phasenanteils von Martensit und/oder eine Kaltumformung und/oder
eine Ausscheidungshärtung.
In austenitisch-martensitischen Stählen ist aufgrund des Martensitanteils
die 0,2%-Dehngrenze, die Zugfestigkeit und die Härte der gegenüber den
austenitischen Stählen
angehoben. Nichtrostende austenitisch-martensitische CrNi-Stähle vereinen
die Vorteile der austenitischen und der vorzugsweise weichmartensitischen
Stähle.
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Der
Nachteil der genannten Verfahrensweisen zur Festigkeitssteigerung
besteht darin, dass damit generell eine Verschlechterung der Zähigkeitseigenschaften
und somit in der Regel des Umformvermögens einhergeht. Austenitische
Stähle
mit TRIP/TWIP-Effekt (transformation-induced und twinning-induced
plasticity) kompensieren diesen Nachteil, indem eine oder mehrere
verformungsinduzierte Martensitbildungen oder eine Zwillingsbildung
während
der Kaltumformung induziert werden. Diese Effekte führen zu
einem gleichzeitigen Anstieg der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung,
wodurch das Kaltumform- und das Energieabsorptionsvermögen ansteigen.
Für austenitisch-martensitische
Stähle sind
noch keine Lösungen
zur Beseitigung dieses Nachteiles und des Verlustes der Zähigkeit
bei Festigkeitssteigerung beschrieben.
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Stand der Technik
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Hochlegierte
austenitisch-martensitische Stähle
sind nichtrostende Stähle
[1] oder hochmanganhaltige Stähle
und offensichtlich auch LIP-Stähle (light
induced plasticity) [2, 3, 4]. Zu den LIP-Stählen gibt es bisher keine Angaben
in der Literatur. Umfangreiche Untersuchungsergebnisse bezüglich des TRIP/TWIP-Effekts
und seine Auswirkungen auf die mechanischen Eigenschaften und das
Energieabsorptionsvermögen
liegen nur für
hochmanganhaltige Stähle
[2, 3] vor. Diese hochmanganhaltigen Stähle enthalten kein Chrom und
sind somit nicht korrosions- und witterungsbeständig bzw. korrosionsträge.
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Die
hochmanganhaltigen Stähle
weisen 0,2%-Dehngrenzen von 200 bis 450 MPa und Zugfestigkeiten
von 780 MPa bis 1100 MPa und die Bruchdehnungen zwischen 39 und
47%. Zum Beispiel zeigt ein Stahl mit 15% Mangan und Siliziumgehalten
von 4 bis 2% und Aluminiumgehalten von 2 bis 4% diese Eigenschaften
[1, 2]. Der Legierungsbereich in dem die austenitisch-martensitischen
Stähle mit
TRIP-Effekt liegen, ist bisher teilweise für hochmanganhaltige Stähle spezifiziert
worden, nicht aber für
nichtrostende Stähle
[3].
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Für eine gezielte
Ausnutzung des TRIP-Effekts ist es notwendig, dass die chemische
Zusammensetzung der Stähle
mit TRIP-Effekt bezüglich des
Chrom- und Nickeläquivalentes
abgestimmt ist. Für
gut kaltumformbare austenitische Stähle wird dies in [7] beschrieben.
Dabei wird die ferritbildende Wirkung von Chrom, Silizium und Aluminium
durch das Chromäquivalent
und die austenitstabilisierende Wirkung der Elemente Mangan und
Nickel durch das Nickeläquivalent
erfasst. In diesem Zusammenhang wurde gezeigt, dass Aluminium die
Ms-Temperatur anhebt und deshalb Einfluss auf das Nickeläquivalent
hat. Bezüglich
der Beeinflussung der Ms-Temperatur verhält sich Aluminium folglich
entgegengesetzt zu den anderen Begleit- und Legierungselementen. Neuere
Untersuchungen haben gezeigt, dass der Einfluss von Aluminium auf
die Ms-Temperatur schwächer
ist als in [7] angegeben.
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Darüber hinaus
haben Aluminium und Silizium einen nachweisbaren positiven Einfluss
auf das Passivierungsverhalten in nichtrostenden Stählen und
auf die Rostschichtbildung in witterungsbeständigen und korrosionsträgen Stählen. Gleichzeitig können diese
Elemente aber auch die Kaltumformbarkeit und die Oberflächenqualität der Produkte
verschlechtern. Das ist dann nachteilig, wenn sich bevorzugt relativ
große
aluminium- und siliziumhaltige Oxideinschlüsse im Stahl bilden.
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In
den Patentschriften
EP
1 0901 006 B1 [8],
EP
1 106 706 B1 [9] und der
EP 0 031 800 B1 [10] werden ultrahochfeste
Stähle
angegeben, deren Zugfestigkeiten über 2200 MPa liegen. Bei diesen Stählen handelt
es sich um ursprünglich
austenitische Stähle,
die eine Kaltumformung erfahren haben und danach einer Alterungs-
oder Ausscheidungshärtung
unterzogen wurden. Die hohen Zugfestigkeiten werden dann im so behandelten
Material erreicht. Dieses kaltumgeformte Material ist aber überaus spröde und lässt sich
kaum noch dehnen. Es ist nicht mehr für eine weitere Kaltumformung
ausgelegt.
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Für die Beurteilung
der Kaltumformbarkeit der Stähle
kann als Kennzahl das Produkt aus Zugfestigkeit und maximaler Dehnung
herangezogen werden. Das Produkt aus maximaler Dehnung und Zugfestigkeit
liegt bei den austenitsch-martensiti schen Stählen im Bereich von über 20000
MPa % [3–5].
Trotz relativ hoher Zugfestigkeiten lassen sich die Stähle noch
relativ gut kaltumformen. Die Stähle vertilgen
noch über
ein Restenergieabsorptionsvermögen.
Das heißt,
bei einer Crashbeanspruchung weisen die austenitisch-martensitischen
Stähle
immer noch eine ausreichend hohe Dehnungsreserve auf [3–5].
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Über die
Stapelfehlerenergie des Austenits, die von der chemischen Zusammensetzung
des Austenits abhängig
ist, können
die unterschiedlichen festigkeitssteigernden Mechanismen prinzipiell
beeinflusst werden [2, 6].
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Eine
Voraussetzung für
die Entstehung von verformungsinduziertem α'-Martensit ist, dass das Gefüge zumindest
teilweise aus Austenit besteht. Darüber hinaus muss der Austenit
metastabil sein, um eine entsprechend hohe Neigung zur Bildung von verformungsinduziertem
Martensit aufzuweisen. Aus diesen Gründen ist für die chemische Zusammensetzung
der Stähle
ein entsprechendes Chrom- und Nickeläquivalent erforderlich. Das
heißt,
die chemische Zusammensetzung der Stähle muss bezüglich der ferritstabilisierenden
und austenitstabilisierenden Elemente aufeinander abgestimmt sein.
Aus diesem Grund sind ein modifiziertes Chrom- und bekanntes Nickeläquivalent
verwendet worden, um, wie im Patentanspruch formuliert, den Existenzbereich
von verformungsinduzierter α'-Phasenbildung zu
spezifizieren. Unter diesen Voraussetzungen lässt sich die erforderliche
chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahles bestimmen.
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Literatur
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- [1] Stahlschlüssel
2004, Verlag Stahlschlüssel
Wegst GmbH
- [2] Grässel,
O., L. Krüger,
G. Frommeyer und L. W. Meyer: Intern. J. Plasticity 16 (2000),
- [3] Frommeyer, G.: Offenlegungsschrift, DE 197 27 759 A1 S. 1391–1409
- [4] Schröder,
T.: Technische Rundschau 1/2 (2005), S. 48–52
- [5] Bode, R. u. a.: stahl und eisen 8 (2004), S. 19 bis 26
- [6] Martinez,. L. G. u. a.: Steel research 63 (1992) 5, S. 221–223
- [7] Weiß,
A., H. Gutte und P. R. Scheller: DE 10 2005 024 029 A1
- [8] Uehara, Toshihiro: Patentschrift EP 1 091 006 B1
- [9] Hiramatsu, Naoto uns Tomimura, Kouki: Patentschrift EP 1 106 706 B1 [9]
- [10] Malmgren, Nils: Patentschrift EP 0 031 800 B1
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Aufgabenstellung
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Der
in den Hauptansprüchen
angegebenen Erfindung liegt damit das Problem zugrunde, austenitisch-martensitische
Leichtbaustähle
mit guter Kaltumformbarkeit und mit Zugfestigkeiten zwischen 800
bis 1200 MPa und Bruchdehnungen größer 25% bereitzustellen.
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Diese
Aufgabe wird durch die Erfindung gemäß den Haupt- und vorteilhafterweise
Nebenansprüchen
gelöst.
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Die
mit der Erfindung erzielten Vorteile bestehen insbesondere darin,
dass mit den erfindungsgemäßen Leichtbaustählen eine
Verbesserung der Festigkeitseigenschaften erreicht wird und gleichzeitig
die Zähigkeitseigenschaften
auf einem relativ hohen Niveau bleiben. Diese Stähle zeichnen sich deshalb durch
eine gute Kombination von hohen Festigkeits- und gleichzeitig guten
Zähigkeitseigenschaften aus.
Dadurch lassen sich diese Stähle
noch relativ gut kaltumformen und weisen auch ein relativ hohes Energieabsorptionsvermögen auf.
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Die
Erfindung soll an den folgenden bevorzugten Beispielen nachfolgend
erläutert
werden.
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Die
erfindungsgemäßen Leichtbaustähle können in
zwei unterschiedliche Stahltypen unterteilt werden. Der erste Stahltyp
umfasst nichtrostende Leichtbaustähle mit TRIP-Effekt und mit
Chromgehalten in den Grenzen von größer 12,0 bis 18,0%. Der zweite
Stahltyp umfasst Leichtbaustähle
mit TRIP/TWIP-Effekt und mit Chromgehalten von mehr als 0,5% und
kleiner 12,0%, die eine Rostschicht bilden.
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Ausführungsbeispiel
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Beispiel 1
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Bevorzugt
weist der erfindungsgemäße, hochfeste
Leichtbaustahl mit TRIP-Effekt einen Kohlenstoffgehalt von 0,03%,
einen Chromgehalt von 14,1%, einen Siliziumgehalt von 1,23%, einen
Nickelgehalt von 6,3%, einen Mangangehalt von 7,94%, einen Aluminiumgehalt
von 0,051% und einen Niobgehalt von 0,5% auf, Rest im wesentlichen
Eisen. Das Gefüge
des Stahles besteht überwiegend
aus metastabilem Austenit und Martensit. Der Stahl zeigt einen TRIP-Effekt
bei Raumtemperatur. Es wird ein hohes Verfestigungsvermögen beobachtet.
Die 0,2%-Dehngrenze liegt bei ca. 300 MPa und die Zugfestigkeit
bei 890. Der Stahl erreicht eine maximale Dehnung von 45%.
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Beispiel 2
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Bevorzugt
weist der erfindungsgemäße, hochfeste
Leichtbaustahl mit TWIP/TRIP-Effekt einen Kohlenstoffgehalt von
0,04%, einen Chromgehalt von 0,52%, einen Siliziumgehalt von 1,5%,
einen Nickelgehalt von 2,1%, einen Mangangehalt von 11,5%, und einen
Aluminiumgehalt von 0,051% auf, Rest im wesentlichen Eisen. Das
Gefüge
des Stahles besteht aus metastabilem Austenit und Martensit. Der
Stahl zeigt einen TRIP/TWIP-Effekt. Es wird ein relativ hohes Verfestigungsvermögen beobachtet. Die
0,2%-Dehngrenze liegt bei 310 MPa und die Zugfestigkeit bei 1170
MPa und die maximale Dehnung bei 31%.
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Es
gelingt somit die Herstellung hochfester, nichtrostender Stähle, die
eine Passivschicht auf der Oberfläche bilden. Zum anderen gelingt
es, hochfeste Stähle,
die auf der Oberfläche
eine Rostschicht bilden, herzustellen. Diese Stähle sind dann in der Regel
witterungsbeständig
oder korrosionsträge.
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Da
diese Stähle
mit Chrom, Silizium und Aluminium und teilweise mit Nickel legiert
sind, weisen sie einen erhöhten
Widerstand gegenüber
Abrostung auf. Eine Vielzahl dieser Stähle kann deshalb als witterungsbeständig bzw.
korrosionsträge
angesehen werden. Besonders solche Stähle mit Chromgehalten von 10
bis 12% weisen eine ausgeprägte
Korrosionsträgheit
auf.
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Die
mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen nichtrostenden Stähle mit
Chromgehalten größer 12 und
kleiner 18% lassen sich mit den mechanischen Eigenschaften der nichtrostenden weichmartensitischen
Stähle
vergleichen, insofern noch Restaustenit im Gefüge vorliegt. Die erfindungsgemäßen nichtrostenden
Stähle
weisen in der Regel im Vergleich zu den weichmartensitischen Stählen niedrigere
Martensit- und keine Ferritanteile im unverformten Ausgangsgefüge auf.
Erst als Folge eines TRIP-Effekts im Prozess einer Kaltumformung nimmt
der Martensitanteil in den erfindungsgemäßen Stählen zu und erreicht Werte,
die weichmartensitische Stähle
in der Regel schon im unverformten Ausgangszustand haben. Deshalb
weisen die erfindungsgemäßen Stähle im Vergleich
zu den weichmartensitischen Stählen
in der Regel niedrigere 0,2%-Dehngrenzen auf. Gleichzeitig verfestigen
diese Stähle
im Prozess einer mechanischen Beanspruchung stark und erreichen
annähernd
gleiche oder höhere
Zugfestigkeiten und hohe Bruchdehnungen. Aus diesem Grund lassen
sich diese Stähle
auch noch gut kaltumformen. Darüber
hinaus können
besonders in den erfindungsgemäßen nichtrostenden CrNiMn-Stählen die
Nickelgehalte gegenüber
den handelsüblichen
weichmartensitischen CrNi-Stählen abgesenkt
sein. Daraus resultiert eine kostengünstige Herstellung dieser Stähle. Der
erfindungsgemäße Stahl
grenzt sich von Stählen,
wie sie in [7] beschrieben werden, durch ein niedrigeres Nickeläquivalent ab.
Darüber
hinaus besteht das Gefüge
des unverformten Ausgangszustandes aus Martensit und Austenit.
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Der
Vorteil der erfindungsgemäßen austenitischen
Leichtbaustähle
mit Chromgehalten zwischen 0,5 und 12% gegenüber hochfesten chromfreien Leichtbaustählen ist
ihre Witterungsbeständigkeit bzw.
Korrosionsträgheit.
Diese Eigenschaften werden im Falle einer dichthaftenden Rostschicht
erreicht. Die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften dieser
Gruppe der erfindungsgemäßen Stähle reichen
in Einzelfällen
an die hervorragenden mechanischen Eigenschaften der hochmanganhaltigen TRIP/TWIP-Stähle heran.
Diese erfindungsgemäßen Stähle mit
Rostschichtbildung lassen sich gleichfalls noch kalt umformen und
weisen ein noch relativ hohes Energieabsorptionsvermögen auf.
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Der
Austenit in den erfindungsgemäßen Stählen ist
metastabil. Durch eine mechanische Behandlung gelingt es, die Mikrostruktur
des Austenits bezüglich
der Bildung von Stapelfehlern, Zwillingen und verformungsinduziertem
Martensit, vorzugsweise verformungsinduziertem α'-Martensit, zu beeinflussen.
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Beim
erfindungsgemäßen Stahl
wird durch legierungstechnische Maßnahmen die Bildung von vorzugsweise
verformungsinduziertem α'-Martensit in einem
austenitisch-martensitischem Gefüge
aktiviert. Zu diesem Zweck wird das Nickeläquivalent gegenüber den
kaltumformbaren austenitischen Leichtbaustählen [7] abgesenkt. Diesbezüglich unterscheiden
sich die erfindungsgemäßen Stähle von
den gut kaltumformbaren austenitischen Leichtbaustählen.
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Im
erfindungsgemäßen austenitisch-martensitischem
Stahl wird das angegebene Eigenschaftspotential hingegen im Prozess
der mechanischen Beanspruchung als Folge einer verformungsinduzierten
Martensitbildung und ohne eine Nachbehandlung ereicht. Dadurch unterscheiden
sich die erfindungsgemäßen Stähle grundsätzlich von
den ultrahochfesten Stählen,
wie sie in [8, 9, 10] beschrieben werden. Der erfindungsgemäße Stahl
kann unter Umständen
eine chemische Zusammensetzung aufweisen, wie sie aluminiumhaltige
CrNi-Stähle
haben. Solche Stähle
sind beispielsweise in [8] und [10] ausgewiesen. Um aber Bruchdehnungen
von mehr als 25% im erfindungsgemäßen Stahl zu erreichen, sind Wärmebehandlungen,
die zum Beispiel zur Bildung von aluminiumhaltigen Ausscheidungen
bzw. zu einer Alterung führen,
zu vermeiden. Für
austenitisch nichtrostende Stähle,
die kein Aluminium enthalten aber mit Ti und Silizium legiert sind
und Nb oder V enthalten und in [9] angegeben sind, gilt das Gleiche bezüglich der
Alterung.
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Mangan
wird in den erfindungsgemäßen Stählen als
Austenitbildner und als Substituitionselement für Nickel zulegiert. Darüber hinaus
werden im erfindungsgemäßen Stahl
sowohl Mangan als auch Silizium zur Stabilisierung der ε-Phase benötigt.
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Titan
und Niob fördern
darüber
hinaus die Entstehung von austenitischem Feinkorn und verursachen
eine feine Martensitstruktur. Damit haben diese Elemente einen positiven
Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften. Darüber hinaus bewirken Niob und
Titan eine Abbindung des Kohlenstoffs und verursachen damit eine
Verbesserung der Korrosionseigenschaften.
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Wandelt
der Austenit der austenitisch-martensitischen Stähle während einer mechanischen Beanspruchung
verformungsinduziert in ε-
und/oder α'-Martensit um, so
wird ein TRIP-Effekt beobachtet. Als Folge davon steigen das plastische
Deformationsvermögen
und die Zugfestigkeit. Durch eine Zwillingsbildung können diese
Eigenschaftsänderungen noch
verstärkt
werden. Es wird dann ein hohes Verfestigungsvermögen beobachtet. Im Gegensatz
zu den metastabilen austenitischen Stählen mit TRIP-Effket weisen
austenitisch-martensitische Stähle
mit TRIP-Effekt höhere
0,2%-Dehngrenzen und Zugfestigkeiten auf.
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Die
erfindungsgemäßen Stähle unterscheiden
sich von den bisherigen austenitischen TRIP/TWIP-Stählen dadurch,
dass der TRIP-Effekt nicht in einem austenitischem Ausgangsgefüge, sondern
in einem austenitisch-martensitischen Ausgangsgefüge induziert
wird. Die Zugfestigkeiten von mehr als 800 MPa sind dann hauptsächlich eine
Folge des vorhandenen Abkühlmartensits
und des Verformungsmartensits. Die Bruchdehnungen von mehr als 25%
werden dabei maßgeblich
durch den TRIP-Effekt und damit der Bildung von Verformungsmartensit
verursacht. Eine Ausscheidungsverfestigung oder Alterung ist nicht
notwendig, um die angegebenen mechanischen Eigenschaften zu erreichen. Im
Gegenteil sind diese Prozesse zu vermeiden, da sie die Zähigkeitseigenschaften
verschlechtern.
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Um
die bekannten negativen Einflüsse
von Aluminium zu minimieren, sind metallurgische Maßnahmen
sowohl bezüglich
der Sauerstoffaufnahme der Schmelze und damit des gelösten Sauerstoffgehalts
als auch der Abscheidung solcher Einschlüsse erforderlich. Der gelöste Sauerstoffgehalt
in der Schmelze sollte deshalb im erfindungsgemäßen Stahl einen Wert von 0,003%
nicht überschreiten.
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Aluminium
nimmt bezüglich
seines Legierungseinflusses eine Sonderstellung ein. Als ferritstabilisierendes
Element beeinflusst es das Chromäquivalent,
wie es in der Beziehung 1 des Patentanspruches 1 zum Ausdruck kommt.
Gleichzeitig erhöht
es im Gegensatz zu allen anderen Elementen die Ms-Temperatur und
beeinflusst damit das Nickeläquivalent
in entgegengesetzter Richtung. Elemente, die die Martensitbildung
erschweren, zeichnen sich durch positive Wirkfaktoren aus. Der Wirkfaktor
von Aluminium auf das Nickeläquivalent
in der im Patentanspruch 1 angegebenen Beziehung 2 ist auf –0,2 gesetzt
worden.