DE102008005803A1 - Bauteil aus höher kohlnstoffhaltigem austenitischem Stahlformguss, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung - Google Patents

Bauteil aus höher kohlnstoffhaltigem austenitischem Stahlformguss, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung Download PDF

Info

Publication number
DE102008005803A1
DE102008005803A1 DE200810005803 DE102008005803A DE102008005803A1 DE 102008005803 A1 DE102008005803 A1 DE 102008005803A1 DE 200810005803 DE200810005803 DE 200810005803 DE 102008005803 A DE102008005803 A DE 102008005803A DE 102008005803 A1 DE102008005803 A1 DE 102008005803A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
content
components
steel
component
carbon
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
DE200810005803
Other languages
English (en)
Inventor
Andreas Dr.-Ing. Weiß
Andreas Dipl.-Ing. Jahn
Piotr R. Prof. Dr.-Ing.habil. Scheller
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Technische Universitaet Bergakademie Freiberg
Original Assignee
Technische Universitaet Bergakademie Freiberg
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Technische Universitaet Bergakademie Freiberg filed Critical Technische Universitaet Bergakademie Freiberg
Priority to DE200810005803 priority Critical patent/DE102008005803A1/de
Priority to PCT/EP2009/050452 priority patent/WO2009090231A1/de
Publication of DE102008005803A1 publication Critical patent/DE102008005803A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Abstract

Die Erfindung betrifft Bauteile aus höher kohlenstoffhaltigem austenitischem Stahlformguss mit TRIP/TWIP-Eigenschaften mit einem - Kohlenstoffgehalt größer 0,15 bis 0,6%, - Stickstoffgehalt größer 0,1 bis 0,5%, - Mangangehalt größer 2 bis 22%, - Nickelgehalt von 0 bis 4%, - Chromgehalt größer 2 bis 14%, - Molybdängehalt von 0,5 bis 4%, - Aluminiumgehalt größer 0 bis 2%, - Siliziumgehalt größer 0,5 bis 4%, - Niobgehalt von 0 bis 2%, - Tantalgehalt von 0 bis 1%, - Titangehalt von 0 bis 3%, - Vanadingehalt von 0 bis 1% und - einem Summengehalt an Seltenen Erden Elementen Yttrium, Zirkon, Cer bzw. Lanthan zwischen 0 bis 0,8%, - Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Stahlbegleitelemente, wobei das Bauteil unter Belastung einen TRIP-Effekt aufweist, so dass bei einer Verformung bzw. Zerstörung eine Phasenumwandlung auftritt, die zu einem Anstieg der Zugfestigkeit, der Bruchdehnung und Kerbschlagarbeit führen. Weiterhin betrifft die Erfindung Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung.

Description

  • Die Erfindung betrifft Bauteile aus höher kohlenstoffhaltigem austenitischem Stahlformguss mit TRIP/TWIP-Eigenschaften, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung für Panzerungen, Teile der Anlagen- und Kältetechnik, tragende Konstruktionen, Fahrzeugteile oder geschäumte Teile.
  • Bauteile aus handelsüblichem nichtrostendem austenitischem Stahl weisen Maximalgehalte von 0,1 bis 0,15% Kohlenstoffgehalt auf. Der Kohlenstoffgehalt ist mit vor allem wegen der Beständigkeit gegenüber Interkristalliner Korrosion (IK) und einer damit verbundenen guten Schweißeignung beschränkt [1, 2]. Der gelöste Kohlenstoffgehalt im Stahl kann durch die Zugabe von karbidbildenden Elementen, wie z. B. Niob oder Titan, reduziert werden. Dies ist kennzeichnend für stabilisierte nichtrostende Stähle [2].
  • Hochfeste nichtrostende austenitische CrMnCN-Stähle auf der Basis von Knetlegierungen und mit Summengehalten an Kohlenstoff- und Stickstoff von bis zu 1,07% und Chromgehalten 14,7% bis 21% sind in [3] bezüglich der auftretenden Phasen und Ausscheidungen als auch der korrosiven und mechanischen Eigenschaften bei Raumtemperatur beschrieben. Danach weisen solche Stähle 0,2% Dehngrenzen von mehr als 490 MPa, Zugfestigkeiten von mehr als 950 MPa, Gleichmaßdehnungen von mehr als 60% und Kerbschlagzähigkeiten von mehr als 650 J/cm2 auf. Durch schnelle Abkühlungen kann die Bildung von Karbiden und Nitriden verhindert werden, so dass keine Interkristalline Korrosion bzw. Versprödungseffekte auftreten. Vergleichbare Ergebnisse für nichtrostenden austenitischen CrMnCN-Stahlformguss mit ähnlicher chemischer Zusammensetzung liegen nicht vor.
  • Austenitische Stähle mit mehr als 0,15% Kohlenstoff neigen in verstärktem Maße zur Bildung von Chromkarbiden. Dadurch wird der Korrosionswiderstand gegenüber Interkristalliner Korrosion herabgesetzt und der Einsatz des austenitischen Stahles ist eingeschränkt [2].
  • Durch die Zugabe von Stickstoff kann diesem negativen Effekt gegengesteuert werden. Die Anwesenheit von gelöstem Stickstoff führt dazu, dass die Bildung Chromkarbidausscheidungen in austenitischen Stählen verzögert wird. Damit wird die Neigung zur Interkristallinen Korrosion zurückgedrängt. Die Bildung von chromhaltigen Nitriden ist hingegen in austenitischen Stählen weniger kritisch und zeitlich verzögert [2]. Die Verbesserung der Korrosionseigenschaften bezüglich Loch- und Spaltkorrosion durch Zugabe von Stickstoff wird technisch bei nichtrostenden Stählen genutzt [1, 2].
  • Gelöster oder ausgeschiedener Stickstoff verursacht darüber hinaus einen Anstieg der Festigkeit des Austenits als Folge einer Mischkristall bzw. Teilchenverfestigung. Stickstofflegierte austenitische Stähle weisen deshalb im Vergleich zu ähnlich legierten austenitischen Stählen ohne Stickstoff höhere 0,2-Dehngrenzen und Zugfestigkeiten auf [1, 2].
  • Gelöster Stickstoff und Kohlenstoff bewirken eine Austenitstabilisierung gegenüber der Ferrit- und Martensitbildung. Die Ferritbildung wird zurückgedrängt und die Martensitbildung wird erschwert [2].
  • Die Absenkung des Chrom- als auch des Molybdängehaltes in nichtrostenden Stählen verursacht eine generelle Verschlechterung der Passivierung und damit der Korrosionseigenschaften. Nichtrostende Stähle mit abgesenktem Chrom- und Molybdängehalt können aggressiven Korrosionsbeanspruchungen keinen entsprechend notwendigen Korrosionswiderstand entgegensetzen. Die Anwendungsfälle solcher nichtrostenden Stähle sind deshalb eingeschränkt [2].
  • Mangan ist ein Element, welches, wie Nickel, die austenitischen Phase stabilisiert. Steigende Gehalte von Mangan und Nickel führen zu einem Anstieg der Austenitstabilität gegenüber der Bildung von martensitischen Phasen. Der positive Einfluss von Mangan auf die Korrosionseigenschaften der nichtrostenden austenitischen Stähle ist im Gegensatz zu Nickel schwächer ausgeprägt. Vor allem aus Kostengründen hat sich Mangan als Substituitionswerkstoff für Nickel in nichtrostenden austenitischen Stählen in vielen Anwendungsfällen bewährt [1, 2].
  • Fällt der Summengehalt von Chrom und Molybdän unter 12 bis 13% so findet keine Passivierung der Stahloberfläche statt und der Stahl rostet. Der Stahl ist dann in der Regel aber korrosionsträge. Kennzeichen dafür ist die Bildung einer dicht haftenden Oberflächenschicht aus Eisenmischoxiden [2]. Die Abrostungsrate ist ein Maß für die Korrosionsträgheit. Die Abrostungsrate ist umso höher, je niedriger der Summengehalt an Chrom und Molybdän ist [2]. Korrosionsträge austenitische Stähle mit TRIP/TWIP-Effekt und Chromgehalten unter 12% und mit Kohlenstoffgehalten bis maximal 0,15% werden in der Patentschriften DE 10 2005 024 029 A1 [4] beschrieben. Dabei handelt es sich dabei um austenitische Stähle, die mit Aluminium und Silizium legiert sind.
  • Nichtrostende stickstofflegierte austenitische Stähle weisen im Gefüge metastabilen Austenit und damit besondere mechanische Eigenschaften auf. Diese Eigenschaften werden maßgeblich durch einen TRIP/TWIP-Effekt beeinflusst. Beim TRIP-Effekt wird eine verformungsinduzierte Martensitbildung ausgelöst, wenn die Stähle einer äußeren Beanspruchung ausgesetzt werden. Im Unterschied dazu wird beim TWIP-Effekt eine verformungsinduzierte Zwillingsbildung ausgelöst. Der TRIP/TWIP-Effekt wird maßgeblich durch die chemische Zusammensetzung des Stahles bestimmt.
  • Der TRIP/TWIP-Effekt in austenitischen und austenitisch-martensitischen CrMnNi-Leichtbaustählen wird über die Austenitstabilität beeinflusst und wird technisch zur Verbesserung der Eigenschaften eingesetzt, wie die Patentschriften DE 10 2005 024 029 A1 [4] und DE 10 2005 030 413 B3 [5] zeigen.
  • Der Einfluss der Festigkeit des Austenits auf den TRIP/TWIP-Effekt ist bisher nicht systematisch untersucht worden. Es fehlt deshalb eine Vielzahl von Informationen über den Einfluss der verschiedenen Verfestigungsmechanismen auf den TRIP/TWIP-Effekt in Stählen. Das bezieht die Mischkristallverfestigung, oder eine Ausscheidungs- und Teilchenverfestigung, oder eine Verfestigung durch Zweitphasen oder eine Kornfeinung o. ä. weitestgehend ein. Lediglich in der Patentschrift DE 10 2005 024 029 A1 [4] und DE 10 2005 030 413 B3 [5] wird die Wirkung einer AlN-Ausscheidung auf die Festigkeitserhöhung des Austenits beschrieben. Es wird der positive Einfluss von AlN-Ausscheidungen auf den TRIP/TWIP-Effekts herausgestellt. Er führt zu einer Verbesserung der mechanischen Eigenschaften und wird technisch genutzt. In der Patentschrift DE 10 2005 030 413 B3 [5] wird zusätzlich der Einfluss einer martensitischen Zweitphase im austenitischen Grundgefüge herausgestellt. Auch hier zeigt sich, dass eine Festigkeitserhöhung des Stahles zu einem erhöhten TRIP/TWIP-Effekt führt und technisch genutzt werden kann, insofern die Austenitstabilität auf diesen Zustand abgestimmt ist.
  • Von Stahlgussteilen, die tiefen Temperaturen ausgesetzt werden, wird ein kaltzähes Verhalten verlangt. Um die Bauteilsicherheit zu gewährleisten, dürfen die Stähle nicht verspröden. Gegossene Stähle mit ferritischem Feinkorngefüge erfüllen diese Forderung nur teilweise. Aus diesem Grund werden für den Einsatz bei tiefen Temperaturen bevorzugt Stähle mit austenitischem bzw. unter Umständen auch austenitisch-ferritischem Gefüge verwendet. Dabei handelt es sich bevorzugt um nichtrostende Stähle.
  • Die Kaltzähigkeit der nichtrostenden Stähle wird maßgeblich durch die Stabilität des Austenits beeinflusst. Das heißt, der metastabile Austenit hat das Bestreben während einer Tiefkühlung in hexagonalen ε-Martensit oder/und in den kubischraumzentrier-ten α'-Martensit umzuwandeln. Dieser Abkühlmartensit führt zu einem Anstieg der Festigkeit und zu einem Absinken der Zähigkeitseigenschaften und damit zu einer Verschlechterung der Kaltzähigkeit. Werden hingegen solche spontane Martensitbildungen vermieden, so existiert bei tiefen Temperaturen ein kaltzäher austenitischer Gefügezustand.
  • Werden metastabile austenitische Stähle bei tiefen Temperaturen äußeren Spannungen ausgesetzt und plastisch deformiert, so kann sich verformungsinduzierter Martensit bilden. In diesem Fall kann ein TRIP-Effekt beobachtet werden. Dieser TRIP-Effekt hat einen Anstieg der Zugfestigkeit, der Bruchdehnung als auch der Kerbschlagarbeit zur Folge. Austenitische Knetlegierungen mit TRIP-Effekt zeichnen sich folglich gegenüber Stählen ohne TRIP-Effekt durch eine höhere Zugfestigkeit, eine höhere Bruchdehnung als auch eine höhere Kerbschlagarbeit aus. Sie haben bei tiefen Temperaturen eine hohe Festigkeits- und Dehnungsreserve und neigen deshalb weniger stark zur Versprödung. Sie sind kaltzäh.
  • Für den Einsatz bei tiefen Temperaturen wird bevorzugt der austenitische Stahl eingesetzt. Die Zähigkeitseigenschaften sind im Tieftemperaturgebiet entsprechend hoch. Inwieweit der Temperaturverlauf der Kerbschlagarbeit durch einen TRIP-Effekt beeinflusst wird, ist nicht bekannt.
  • Ferritisch-austenitische Gefügezustände sind in der Regel thermisch stabil. Es werden in der Regel keine spontanen Martensitbildungen im Tieftemperaturgebiet beobachtet, was sich positiv auf die Kaltzähigkeit auswirkt. Aber gleichzeitig ist die Bildung von Ferrit mit unerwünschten Zähigkeitsverlusten verbunden. So verschlechtert sich beispielsweise die Kaltzähigkeit der Stähle mit steigendem Ferritanteil. In der Offenlegungsschrift DE 3405078 A1 wird ein nichtrostender austenitisch-ferritischer Gussstahl beschrieben. Er wird bevorzugt wegen seiner hohen Korrosionsbeständigkeit bei tiefen Temperaturen für Stickstoffverflüssigungsanlagen eingesetzt. Der Stahl hat einen Ferritanteil von 10 bis 40%, einen Kohlenstoffgehalt bis 0,08%, einen Siliziumgehalt bis 2%, einen Mangangehalt bis 2%, einen Chromgehalt von 18 bis 26%, einen Nickelgehalt von 5 bis 14% und einen Molybdängehalt von 0,5 bis 5%.
  • Der Einfluss von Mangan auf die Kerbschlagarbeit ist für nichtrostende austenitsiche CrNi-Knetlegierungen im Fachbuch Werkstoffkunde Stahl, Band 2 [6] aufgezeigt. Demnach wird in Abhängigkeit vom Mangangehalt im Konzentrationsbereich von ca. 10 bis ca. 15% Mangan ein Maximum der Kerbschlagarbeit im Tieftemperaturgebiet registriert. Das Maximum verschiebt sich mit fallender Temperatur zu niedrigeren Werten. Der Effekt wird mit der sich durch Mangan ändernden Austenitstabilität begründet. Der Einfluss von Mangan auf die Kerbschlagarbeit von austenitischen CrNi-Stahlgusslegierungen ist im Gegensatz zu den Knetlegierungen nicht bekannt.
  • Nachteilig am Stand der Technik bleibt die Nichtnutzung des TRIP/TWIP-Effekts in Bauteilen aus Stahlformguss zur Verbesserung der Eigenschaften vor allem bei tiefen Temperaturen und damit die Verwendung eines kaltzähen austenitischen Stahles mit Kohlenstoffgehalten von 0,15 bis 0,6% und Chromgehalten zwischen 2 und 14% und Nickelgehalten von 0 bis 4%. Darüber hinaus wird bisher der positive Einfluss von Kohlenstoff in Verbindung mit Stickstoff, der zur Anhebung des TRIP/TWIP-Effekts in nichtrostenden bzw. korrosionsträgen Stählen führt, technisch nicht genutzt. Höher kohlenstoffhaltiger austenitischer Stahlformguss, die zusätzlich mit Elementen der Seltenen Erden legiert sind, um den TRIP/TWIP-Effekt anzuheben, sind bisher in der Praxis nicht eingesetzt worden. Solche Bauteile sind aufgrund ihrer Eigenschaftsprofils von hoher Festigkeit bei gleichzeitig hoher Dehnung und damit für aufgrund ihres hohen Energieabsorptionsvermögens besonders für crashbeanspruchte Bauteile und Panzerungen geeignet.
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Bauteil aus höher kohlenstoffhaltigen, austenitischen, kaltzähen Stahlformguss mit TRIP-Effekt zu schaffen.
  • Es wird beim neuen Gussstahl im Beanspruchungsfall ausgenutzt.
  • Erfindungsgemäß wird die Aufgabe gelöst durch ein Bauteil aus höher kohlenstoffhaltigem, austenitischem, kaltzähem Stahlformguss mit einem
    • – Kohlenstoffgehalt größer 0,15 bis 0,6%,
    • – Stickstoffgehalt größer 0,1 bis 0,5%,
    • – Mangangehalt größer 2 bis 22%,
    • – Nickelgehalt von 0 bis 4%
    • – Chromgehalt größer 2 bis 14%,
    • – Molybdängehalt von 0,5 bis 4%,
    • – Aluminiumgehalt größer 0 bis 2%
    • – Siliziumgehalt größer 0,5 bis 4%
    • – Niobgehalt von 0 bis 2%,
    • – Tantalgehalt von 0 bis 1%,
    • – Titangehalt von 0 bis 3%
    • – Vanadingehalt von 0 bis 1% und
    • – einem Summengehalt an Seltenen Erden Elementen Yttrium, Zirkon, Cer bzw. Lanthan zwischen 0 bis 0,8%,
    • – Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Stahlbegleitelemente,
    wobei das Bauteil unter Belastung einen TRIP-Effekt aufweist, so dass bei einer Verformung bzw. Zerstörung eine Phasenumwandlung auftritt, die zu einem Anstieg der Zugfestigkeit, der Bruchdehnung und Kerbschlagarbeit führen.
  • Überraschenderweise konnte festgestellt werden, dass in Bauteilen aus austenitischem CrMnNi-Stahlgussstahl, deren Kohlenstoffgehalte über 0,15% und deren Chromgehalte unter 14% liegen und die mit seltenen Erden legiert sind, ein starker TRIP/TWIP-Effekt durch eine äußere Beanspruchung bei Raumtemperatur und tiefen Temperaturen erzwungen werden kann. Die Elemente der seltenen Erden bewirken einen Anstieg des TRIP/TWIP-Effektes und darüber hinaus eine Senkung der IK-Anfälligkeit. Die IK-Anfälligkeit der nichtrostenden Stähle wird durch die Zugabe von Stickstoff, karbidbildenden Elementen und von Elementen der Seltenen Erden erniedrigt. In gleicher Weise wird das Abrostungsverhalten von korrosionsträgen Stählen verzögert. Der TRIP/TWIP-Effekt führt zu einem hochfesten und gleichzeitig sehr zähen Stahl. Aufgrund der ausgezeichneten Eigenschaftskombination von hoher Festigkeit und teilweise extrem hoher Duktilität weisen diese Stähle auch ein sehr hohes Kaltumform- und Energiabsorptionsvermögen im gekneteten und lösungsgeglühtem Zustand auf. Im Gusszustand wird ein ebenfalls hohes Energieabsorptionsvermögen registriert, was durch herkömmlichen austenitischen Stahlguss so nicht erreicht wird. Die erfindungsgemäßen Bauteile aus nichtrostenden und korrosionsträgen Stahlformguss sind damit kostengünstig herzustellen und für spezielle Anwendungsfälle, bevorzugt im Tieftemperaturgebiet einsetzbar. Besonders ist die Verwendung des Stahles für extreme Beanspruchungen, wie sie Panzerungen von Militärfahrzeugen aushalten müssen, zu empfehlen.
  • Bei Raumtemperatur und tiefen Temperaturen weisen die erfindungsgemäßen Bauteile eine 0,2%-Dehngrenze von mehr als 300 MPa, eine Zugfestigkeit von 700 bis 1600 MPa, eine Bruchdehnung von 50 bis 90% und eine Kerbschlagarbeit von mehr als 40 J auf. Der nichtrostende oder korrosionsträge Stahl ist mit preiswerten Elementen legiert und daher kostengünstig herstellbar und wird als Gusswerkstoff verwendet. Der neue Stahl zeichnet sich durch ein hohes Energieabsorptionsvermögen aus.
  • Vorzugsweise beträgt in dem erfindungsgemäßen Stahlformguss in Masseprozent
    • – der Kohlenstoffgehalt von 0,15 bis 0,25%,
    • – der Stickstoffgehalt von 0,2 bis 0,4%,
    • – der Nickelgehalt von 0 bis 2%
    • – der Mangangehalt von 5 bis 10%,
    • – der Chromgehalt von 8 bis 14%,
    • – der Molybdängehalt von 0,5 bis 4%,
    • – der Aluminiumgehalt von 0 bis 0,15%,
    • – der Siliziumgehalt von 0,5 bis 2% und
    • – der Summengehalt der Seltenen Erden Elemente zwischen 0,1 bis 0,3% beträgt.
  • Zur Erfindung gehören auch Bauteile, bei denen der erfindungsgemäße Stahlguss aus Stahlgussschaum besteht und in bekannter Weise hergestellt werden können.
  • Erschmelzugsbedingte Begleitelemente, wie z. B. S, P, O sind verfahrensbedingt und werden dem erfindungsgemäßen Stahlformguss nicht zugegeben.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus Stahlformguss umfasst die folgenden Schritte:
    • a) Erschmelzen einer Legierung mit einer Zusammensetzung in Masseprozent – Kohlenstoffgehalt größer 0,15 bis 0,6%, – Stickstoffgehalt größer 0,1 bis 0,5%, – Mangangehalt größer 2 bis 22%, – Nickelgehalt von 0 bis 4% – Chromgehalt größer 2 bis 14%, – Molybdängehalt von 0,5 bis 4%, – Aluminiumgehalt größer 0 bis 2% – Siliziumgehalt größer 0,5 bis 4% – Niobgehalt von 0 bis 2%, – Tantalgehalt von 0 bis 1%, – Titangehalt von 0 bis 3% – Vanadingehalt von 0 bis 1% und – einem Summengehalt an Seltenen Erden Elementen Yttrium, Zirkon, Cer bzw. Lanthan zwischen 0 bis 0,8%, – Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Stahlbegleitelemente
    • b) Gießen des Stahlgusses in eine Gussform
    • c) Entformen und gegebenenfalls Bearbeiten unter Beibehaltung des Gussgefüges.
  • Die gegossenen Bauteile können nach einer vorteilhaften Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens in einem weiteren Schritt einer Wärmebehandlung zur Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit unterzogen werden.
  • Vorzugsweise wird eine Legierung mit der Zusammensetzung, bei der in Masseprozent der
    • – der Kohlenstoffgehalt von 0,15 bis 0,25%,
    • – der Stickstoffgehalt von 0,2 bis 0,4%,
    • – der Nickelgehalt von 0 bis 2%
    • – der Mangangehalt von 5 bis 10%,
    • – der Chromgehalt von 8 bis 14%,
    • – der Molybdängehalt von 0,5 bis 4%,
    • – der Aluminiumgehalt von 0 bis 0,15%,
    • – der Siliziumgehalt von 0,5 bis 2% und
    • – der Summengehalt der Seltenen Erden Elemente zwischen 0,1 bis 0,3% beträgt, Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Stahlbegleitelemente, erschmolzen.
  • Erschmelzugsbedingte Begleitelemente, wie z. B. S, P, O sind verfahrensbedingt und werden dem erfindungsgemäßen Stahlformguss nicht zugegeben.
  • Die in der Erfindung angezeigten mechanischen Eigenschaften und Verarbeitungseigenschaften für den Stahl werden durch eine Abstimmung der Austenitstabilität einerseits und durch die wirkenden Verfestigungsmechanismen andererseits, die die Festigkeit des Austenits bestimmen, erreicht. Mittels der chemischen Zusammensetzung des Austenits und mittels einer durchzuführenden Wärmebehandlung erfolgt die notwendige Abstimmung.
  • Die Elemente Nb, Ti, Ta und V bilden Karbide, Nitride bzw. Karbonitride, wodurch die IK-Anfälligkeit in nichtrostenden Stählen gemindert wird. Die Ausscheidungen liefern aber auch einen Beitrag zur Ausscheidungsverfestigung und Kornfeinung des Austenits. Damit verbunden ist eine Festigkeitssteigerung des Austenits. Festigkeitssteigerungen des Austenits haben einen positiven Einfluss auf den TRIP/TWIP-Effekt, insofern die Austenitstabilität gegenüber der Martensit- bzw. Zwillingsbildung gleich bleibt bzw. durch andere Maßnahmen ausgeglichen wird.
  • Der Einfluss, den die seltenen Elemente Yttrium, Zirkon, Cer bzw. Lanthan auf den TRIP/TWIP Effekt und die damit verbundenen Gebrauchs- und Verarbeitungseigenschaften haben, ist bisher nicht bekannt. Es liegen dazu keine Untersuchungsergebnisse vor. Seltene Erden (Cer, Lanthan) werden beispielsweise in Nickelbasislegierungen zugegeben, um die Oxidationsbeständigkeit zu verbessern. Andererseits werden Yttrium, Zirkon und Cer bzw. ihre Oxide in ODS Legierungen zugesetzt, um die Festigkeit des Werkstoffes vor allem bei hohen Temperaturen zu gewährleisten.
  • Aufgrund der vorteilhaften Eigenschaften der erfindungsgemäßen Bauteile können diese für Panzerungen von Fahrzeugen und Bauteilen oder für Bauteile in der Anlagen- und Kältetechnik oder für Bauteile zum Transport und zur Gewinnung von Gasen und zum Verflüssigen und Fraktionieren von Gasen oder für tragende Bauteile oder für crashbeanspruchte Bauteile verwendet werden.
  • Der Erfindung wird anhand nachfolgendem Ausführungsbeispiel näher erläutert.
  • Erschmolzen wird ein Gussbauteil in Form einer Platte mit (in Masseprozent) einem Kohlenstoffgehalt von 0,20%, einem Siliziumgehalt von 1,16%, einem Mangangehalt von 7,0%, einem Chromgehalt von 13,1%, einem Molybdängehalt von 3,63%, einem Nickelgehalt von 3,17%, einem Stickstoffgehalt von 0,12% auf. Der Rest sind Eisen und die üblichen Stahlbegleitelemente. Das Stahlgussteil zeigt nach einer Lösungsglühung bei 1050°C/1 h/H2O ein austenitisches Grundgefüge mit einem ausgeprägten TRIP/TWIP-Effekt bei Raumtemperatur und tiefen Temperaturen. Der Stahlguss weist bei Raumtemperatur eine 0,2%-Dehngrenze von mehr als 360 MPa, eine Zugfestigkeit von 740 MPa, eine Bruchdehnung von größer 58% und eine Kerbschlagarbeit von 50 J auf. Das Energieabsorptionsvermögen bei Raumtemperatur liegt für dieses Stahlgussteil bei über 30 J/mm3. Der gleiche austenitische Stahlguss weist bei –78°C eine 0,2% Dehngrenze von 435 MPa, eine Zugfestigkeit bei 830 MPa und eine Kerbschlagarbeit von 55 J auf. Der Stahlguss erreicht eine maximale Dehnung von 67%. Das Energieabsorptionsvermögen steigt auf Werte von ca. 35 J/mm3. Das bedeutet, dass zum Beispiel bei einer schlagartigen Beanspruchung, wie im Crashfall der Stahlformguss sich verfestigt und gleichzeitig verformt, ohne zu brechen. Deshalb eignet sich der Stahl besonders für crashbeanspruchte Bauteile und Panzerungen von Fahrzeugen, zumal bei Temperaturen unterhalb Raumtemperatur die Festigkeits- und Zähigkeitsreserven noch verbessert werden. Deshalb wird der Stahlgusswerkstoff für crashbeanspruchte, dünnwandige Bauteile, wie zum Beispiel die A- und B- oder C-Säule eines Kraftfahrzeugs verwendet. Aber auch Panzerungen von Schutzfahrzeugen garantieren eine Leichtbauweise und erhöhten Schutz der Insassen. Darüber hinaus wird der Stahlguss in der Anlagen- und Kältetechnik, für Maschinenbauteile, Armaturen, Gehäuse, Deckel, Halterungen und als Bauteil, das tiefen Temperaturen ausgesetzt ist, verwendet. Darüber hinaus ist der Stahlguss für geschäumte Teile zu verwenden.
  • Literatur
    • [1] Stahlschlüssel 2004, Verlag Stahlschlüssel WEGST GmbH
    • [2] Rostfreie Stähle, Band 493, expert-Verlag, Esslingen
    • [3] Berns, H., V. G. Gavriljuk, S. Riedner und A. Tyshchenko: Steel research int. 78 (2007) 9, S. 714-719
    • [4] Weiß, A., H. Gutte und P. R. Scheller DE 10 2005 024 029 A1
    • [5] Weiß, A., H. Gutte und P. R. Scheller DE 10 2005 030 413 B3
    • [6] Werkstoffkunde Stahl, Band 2: Anwendungen, Springer-Verlag Berlin Heidelberg New York Tokyo, 1985, S. 288
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • - DE 102005024029 A1 [0010, 0012, 0013]
    • - DE 102005030413 B3 [0012, 0013, 0013]
    • - DE 3405078 A1 [0018]

Claims (8)

  1. Bauteil aus höher kohlenstoffhaltigem, austenitischem, kaltzähem Stahlformguss mit einer Zusammensetzung in Masseprozent – Kohlenstoffgehalt größer 0,15 bis 0,6%, – Stickstoffgehalt größer 0,1 bis 0,5%, – Mangangehalt größer 2 bis 22%, – Nickelgehalt von 0 bis 4% – Chromgehalt größer 2 bis 14%, – Molybdängehalt von 0,5 bis 4%, – Aluminiumgehalt größer 0 bis 2% – Siliziumgehalt größer 0,5 bis 4% – Niobgehalt von 0 bis 2%, – Tantalgehalt von 0 bis 1%, – Titangehalt von 0 bis 3% – Vanadingehalt von 0 bis 1% und – einem Summengehalt an Seltenen Erden Elementen Yttrium, Zirkon, Cer bzw. Lanthan zwischen 0 bis 0,8%, – Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Stahlbegleitelemente, wobei das Bauteil unter Belastung einen TRIP-Effekt aufweist, so dass bei einer Verformung bzw. Zerstörung eine Phasenumwandlung auftritt, die zu einem Anstieg der Zugfestigkeit, der Bruchdehnung und Kerbschlagarbeit führen.
  2. Bauteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass es unter Belastung eine 0,2%-Dehngrenze von mehr als 300 MPa, eine Zugfestigkeit von 700 bis 1600 MPa, einer Bruchdehnung von 50 bis 90%, einer Kerbschlagarbeit von mehr als 40 J aufweist.
  3. Bauteil nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der – der Kohlenstoffgehalt von 0,15 bis 0,25%, – der Stickstoffgehalt von 0,2 bis 0,4%, – der Nickelgehalt von 0 bis 2% – der Mangangehalt von 5 bis 10%, – der Chromgehalt von 8 bis 14%, – der Molybdängehalt von 0,5 bis 4%, – der Aluminiumgehalt von 0 bis 0,15%, – der Siliziumgehalt von 0,5 bis 2% und – der Summengehalt der Seltenen Erden Elemente zwischen 0,1 bis 0,3% beträgt.
  4. Bauteil nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahlformguss ein Stahlformgussschaum ist.
  5. Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles aus einer höher kohlenstoffhaltigen, austenitischem, kaltzähen Stahlformgusslegierung mit TRIP- bzw. TWIP-Effekt mit folgenden Schritten: a) Erschmelzen einer Legierung mit einer Zusammensetzung in Masseprozent – Kohlenstoffgehalt größer 0,15 bis 0,6%, – Stickstoffgehalt größer 0,1 bis 0,5%, – Mangangehalt größer 2 bis 22%, – Nickelgehalt von 0 bis 4% – Chromgehalt größer 2 bis 14%, – Molybdängehalt von 0,5 bis 4%, – Aluminiumgehalt größer 0 bis 2% – Siliziumgehalt größer 0,5 bis 4% – Niobgehalt von 0 bis 2%, – Tantalgehalt von 0 bis 1%, – Titangehalt von 0 bis 3% – Vanadingehalt von 0 bis 1% und – einem Summengehalt an Seltenen Erden Elementen Yttrium, Zirkon, Cer bzw. Lanthan zwischen 0 bis 0,8%, – Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Stahlbegleitelemente b) Gießen des Stahlgusses in eine Gussform c) Entformen und gegebenenfalls Bearbeiten unter Beibehaltung des Gussgefüges.
  6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass das gegossene Bauteil einer Wärmebehandlung unterzogen wird.
  7. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, gekennzeichnet dadurch, dass – der Kohlenstoffgehalt von 0,15 bis 0,25%, – der Stickstoffgehalt von 0,2 bis 0,4%, – der Nickelgehalt von 0 bis 2% – der Mangangehalt von 5 bis 10%, – der Chromgehalt von 8 bis 14%, – der Molybdängehalt von 0,5 bis 4%, – der Aluminiumgehalt von 0 bis 0,15%, – der Siliziumgehalt von 0,5 bis 2% und – der Summengehalt der Seltenen Erden Elemente zwischen 0,1 bis 0,3% beträgt.
  8. Verwendung eines Bauteiles nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für Panzerungen von Fahrzeugen und Bauteilen oder für Bauteile in der Anlagen- und Kältetechnik oder für Bauteile zum Transport und zur Gewinnung von Gasen und zum Verflüssigen und Fraktionieren von Gasen oder für tragende Bauteile oder für crashbeanspruchte Bauteile.
DE200810005803 2008-01-17 2008-01-17 Bauteil aus höher kohlnstoffhaltigem austenitischem Stahlformguss, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung Withdrawn DE102008005803A1 (de)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE200810005803 DE102008005803A1 (de) 2008-01-17 2008-01-17 Bauteil aus höher kohlnstoffhaltigem austenitischem Stahlformguss, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung
PCT/EP2009/050452 WO2009090231A1 (de) 2008-01-17 2009-01-15 Bauteile aus höher kohlenstoffhaltigem austenitischem stahlformguss, verfahren zu deren herstellung und deren verwendung

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE200810005803 DE102008005803A1 (de) 2008-01-17 2008-01-17 Bauteil aus höher kohlnstoffhaltigem austenitischem Stahlformguss, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE102008005803A1 true DE102008005803A1 (de) 2009-07-23

Family

ID=40785967

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE200810005803 Withdrawn DE102008005803A1 (de) 2008-01-17 2008-01-17 Bauteil aus höher kohlnstoffhaltigem austenitischem Stahlformguss, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung

Country Status (2)

Country Link
DE (1) DE102008005803A1 (de)
WO (1) WO2009090231A1 (de)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102010026808A1 (de) * 2010-07-10 2012-01-12 Technische Universität Bergakademie Freiberg Korrosionsbeständiger austenithaltiger phosphorlegierter Stahlguss mit TRIP- bzw. TWIP-Eigenschaften und seine Verwendung
EP2465954A1 (de) * 2010-12-14 2012-06-20 CRS Holdings, Inc. Explosionsbeständige, nichtmagnetische Edelstahlpanzerung
EP2460904A3 (de) * 2010-12-03 2012-11-28 Bayerische Motoren Werke AG Austenitischer Stahl für die Wasserstofftechnik
WO2013124283A1 (de) 2012-02-25 2013-08-29 Technische Universität Bergakademie Freiberg Verfahren zur herstellung hochfester formteile aus hochkohlenstoff- und hochmanganhaltigem austenitischem stahlguss mit trip/twip-eigenschaften
WO2016020519A1 (de) * 2014-08-07 2016-02-11 Technische Universität Bergakademie Freiberg Hochfeste und gleichzeitig zähe halbzeuge und bauteile aus hochlegiertem stahl, verfahren zu deren herstellung und verwendung

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102361306B (zh) * 2011-06-24 2013-08-28 乐山科杰发电力器材有限公司 一种节能悬垂线夹
CN102255269B (zh) * 2011-06-24 2013-08-28 乐山科杰发电力器材有限公司 一种节能压缩型耐张线夹
CN102222873B (zh) * 2011-06-24 2014-02-26 乐山科杰发电力器材有限公司 一种节能螺栓型耐张线夹
EP2924131B1 (de) 2014-03-28 2019-08-21 Outokumpu Oyj Hochmanganhaltiger austenitischer edelstahl
AU2016264750B2 (en) * 2015-05-21 2019-06-06 Ak Steel Properties, Inc. High manganese 3rd generation advanced high strength steels
EP3095889A1 (de) * 2015-05-22 2016-11-23 Outokumpu Oyj Verfahren zur herstellung einer komponente aus austenitischem stahl
SI3117922T1 (en) 2015-07-16 2018-07-31 Outokumpu Oyj A method for producing a component of TWIP or TRIP / TWIP austenitic steel
DE102015112215A1 (de) * 2015-07-27 2017-02-02 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochlegierter Stahl insbesondere zur Herstellung von mit Innenhochdruck umgeformten Rohren und Verfahren zur Herstellung derartiger Rohre aus diesem Stahl
WO2018035739A1 (en) * 2016-08-24 2018-03-01 The University Of Hong Kong Dual-phase steel and method for the fabrication of the same
CN110714168B (zh) * 2019-10-18 2020-08-14 涡阳县幸福门业有限公司 一种门业制造方法及其成型设备
CN111575604A (zh) * 2020-05-09 2020-08-25 张家港广大特材股份有限公司 一种防变形的高寿命、高强度的模具钢及制作方法
CN112359267B (zh) * 2020-10-27 2021-09-24 中国科学院合肥物质科学研究院 一种基于抗疲劳孪生诱发塑性钢的减震结构及制备方法
CN113235019A (zh) * 2021-05-20 2021-08-10 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 Fe-Mn-Al-N-S系高氮低密度易切削钢棒材及其制备方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2657130A (en) * 1952-12-31 1953-10-27 Armco Steel Corp High-temperature steel and articles
DE1082739B (de) * 1953-05-29 1960-06-02 Nyby Bruk Ab Verwendung nicht ausscheidungshaertender, ueberhitzungsunempfindlicher Legierungen
US3772005A (en) * 1970-10-13 1973-11-13 Int Nickel Co Corrosion resistant ultra high strength stainless steel
EP0042180A1 (de) * 1980-06-17 1981-12-23 Kabushiki Kaisha Toshiba Rostfreier Stahl mit hoher Beständigkeit gegen Kavitationserosion und aus diesem Stahl hergestellte hydraulische Triebwerke
DE3405078A1 (de) 1983-02-15 1984-08-23 Jgc Corp., Tokio/Tokyo Korrosionsbestaendiger, nicht-rostender gussstahl zur verwendung bei niedrigen temperaturen
DE3310693A1 (de) * 1983-03-24 1984-10-04 Fried. Krupp Gmbh, 4300 Essen Korrosionsbestaendiger chromstahl und verfahren zu seiner herstellung
US4721600A (en) * 1985-03-28 1988-01-26 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Superplastic ferrous duplex-phase alloy and a hot working method therefor
WO1989009841A1 (en) * 1986-12-03 1989-10-19 Chrysler Motors Corporation Method of preparing oxidation resistant iron base alloy compositions
WO1989009843A1 (en) * 1988-04-04 1989-10-19 Chrysler Motors Corporation Oxidation resistant iron base alloy compositions
EP0481378A1 (de) * 1990-10-16 1992-04-22 Nisshin Steel Co., Ltd. Verfahren zur Herstellung eines besonders festen Stahlgurts
EP0481377A2 (de) * 1990-10-16 1992-04-22 Nisshin Steel Co., Ltd. Verfahren zur Herstellung von hochfesten Bändern aus rostfreiem Stahl
DE102005030413B3 (de) 2005-06-28 2007-03-15 Technische Universität Bergakademie Freiberg Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CS153753B1 (de) * 1967-09-26 1974-03-29
SE467929B (sv) * 1991-02-13 1992-10-05 Uddeholm Tooling Ab Utskiljningshaerdande, austenitiskt varmarbetsstaal samt saett att framstaella verktyg av staalet
DE102005017929A1 (de) * 2005-04-18 2006-10-19 Friedr. Fingscheidt Gmbh Verwendung eines Leichtbaustahls

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2657130A (en) * 1952-12-31 1953-10-27 Armco Steel Corp High-temperature steel and articles
DE1082739B (de) * 1953-05-29 1960-06-02 Nyby Bruk Ab Verwendung nicht ausscheidungshaertender, ueberhitzungsunempfindlicher Legierungen
US3772005A (en) * 1970-10-13 1973-11-13 Int Nickel Co Corrosion resistant ultra high strength stainless steel
EP0042180A1 (de) * 1980-06-17 1981-12-23 Kabushiki Kaisha Toshiba Rostfreier Stahl mit hoher Beständigkeit gegen Kavitationserosion und aus diesem Stahl hergestellte hydraulische Triebwerke
DE3405078A1 (de) 1983-02-15 1984-08-23 Jgc Corp., Tokio/Tokyo Korrosionsbestaendiger, nicht-rostender gussstahl zur verwendung bei niedrigen temperaturen
DE3310693A1 (de) * 1983-03-24 1984-10-04 Fried. Krupp Gmbh, 4300 Essen Korrosionsbestaendiger chromstahl und verfahren zu seiner herstellung
US4721600A (en) * 1985-03-28 1988-01-26 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Superplastic ferrous duplex-phase alloy and a hot working method therefor
WO1989009841A1 (en) * 1986-12-03 1989-10-19 Chrysler Motors Corporation Method of preparing oxidation resistant iron base alloy compositions
WO1989009843A1 (en) * 1988-04-04 1989-10-19 Chrysler Motors Corporation Oxidation resistant iron base alloy compositions
EP0481378A1 (de) * 1990-10-16 1992-04-22 Nisshin Steel Co., Ltd. Verfahren zur Herstellung eines besonders festen Stahlgurts
EP0481377A2 (de) * 1990-10-16 1992-04-22 Nisshin Steel Co., Ltd. Verfahren zur Herstellung von hochfesten Bändern aus rostfreiem Stahl
DE102005030413B3 (de) 2005-06-28 2007-03-15 Technische Universität Bergakademie Freiberg Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Berns, H., V. G. Gavriljuk, S. Riedner und A. Tyshchenko: Steel research int. 78 (2007) 9, S. 714-719
Rostfreie Stähle, Band 493, expert-Verlag, Esslingen
Stahlschlüssel 2004, Verlag Stahlschlüssel WEGST GmbH
Werkstoffkunde Stahl, Band 2: Anwendungen, Springer-Verlag Berlin Heidelberg New York Tokyo, 1985, S. 288

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102010026808A1 (de) * 2010-07-10 2012-01-12 Technische Universität Bergakademie Freiberg Korrosionsbeständiger austenithaltiger phosphorlegierter Stahlguss mit TRIP- bzw. TWIP-Eigenschaften und seine Verwendung
DE102010026808B4 (de) * 2010-07-10 2013-02-07 Technische Universität Bergakademie Freiberg Korrosionsbeständiger austenithaltiger phosphorlegierter Stahlguss mit TRIP- bzw. TWIP-Eigenschaften und seine Verwendung
EP2460904A3 (de) * 2010-12-03 2012-11-28 Bayerische Motoren Werke AG Austenitischer Stahl für die Wasserstofftechnik
EP2465954A1 (de) * 2010-12-14 2012-06-20 CRS Holdings, Inc. Explosionsbeständige, nichtmagnetische Edelstahlpanzerung
WO2013124283A1 (de) 2012-02-25 2013-08-29 Technische Universität Bergakademie Freiberg Verfahren zur herstellung hochfester formteile aus hochkohlenstoff- und hochmanganhaltigem austenitischem stahlguss mit trip/twip-eigenschaften
WO2016020519A1 (de) * 2014-08-07 2016-02-11 Technische Universität Bergakademie Freiberg Hochfeste und gleichzeitig zähe halbzeuge und bauteile aus hochlegiertem stahl, verfahren zu deren herstellung und verwendung

Also Published As

Publication number Publication date
WO2009090231A1 (de) 2009-07-23
WO2009090231A8 (de) 2010-04-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE102008005803A1 (de) Bauteil aus höher kohlnstoffhaltigem austenitischem Stahlformguss, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung
DE602004000140T2 (de) Rostfreier austenitischer Stahl
EP2059623A1 (de) Nichtrostender austenitischer stahlformguss, verfahren zu dessen herstellung, und seine verwendung
DE102005030413B3 (de) Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung
DE19941411B4 (de) Turbinen- oder Kesselbauteil
EP1905857B1 (de) Hochfester Stahl und Verwendungen eines solchen Stahls
DE102012104254A1 (de) Kostenreduzierter Stahl für die Wasserstofftechnik mit hoher Beständigkeit gegen wasserstoffinduzierte Versprödung
EP3594368A1 (de) Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes
DE69824962T2 (de) Verwendung eines hitzebeständigen Gussstahls
DE102017131218A1 (de) Verfahren zum Herstellen eines Gegenstands aus einem Maraging-Stahl
WO2013171277A1 (de) Kostenreduzierter stahl für die wasserstofftechnik mit hoher beständigkeit gegen wasserstoffinduzierter versprödung
DE102010026808A1 (de) Korrosionsbeständiger austenithaltiger phosphorlegierter Stahlguss mit TRIP- bzw. TWIP-Eigenschaften und seine Verwendung
DE102009003598A1 (de) Korrosionsbeständiger austenitischer Stahl
DE102015111866A1 (de) Umformbarer Leichtbaustahl mit verbesserten mechanischen Eigenschaften und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus diesem Stahl
DE102008005806A1 (de) Bauteile aus hochmanganhaltigem, festem und zähem Stahlformguss, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung
DE102019104597A1 (de) Stahlprodukt aus manganhaltigem Leichtbaustahl mit hohem Energieaufnahmevermögen bei schlagartiger Beanspruchung und niedrigen Temperaturen und Verfahren zu seiner Herstellung
EP1430161B1 (de) Hochfester duplex-/triplex-leichtbaustahl und seine verwendung
DE3522115A1 (de) Hitzebestaendiger 12-cr-stahl und daraus gefertigte turbinenteile
DE3528537A1 (de) Verfahren zur herstellung von stahl hoher festigkeit und zaehigkeit fuer druckbehaelter
DE3522114A1 (de) Hitzbestaendiger 12-cr-stahl und daraus gefertigte turbinenteile
DE202009017752U1 (de) Einsatzstahl
DE102009008285A1 (de) Stahllegierung
DE112013000549B4 (de) Rostfreier ferritischer Stahl und Verfahren zur Herstellung eines Hochtemperaturbauteils
DE19716795C2 (de) Verwendung einer hochfesten und korrosionsbeständigen Eisen-Mangan-Chrom-Legierung
DE19758613C2 (de) Hochfeste und korrosionsbeständige Eisen-Mangan-Chrom-Legierung

Legal Events

Date Code Title Description
OM8 Search report available as to paragraph 43 lit. 1 sentence 1 patent law
8110 Request for examination paragraph 44
R016 Response to examination communication
R016 Response to examination communication
R119 Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee