DE2951217A1

DE2951217A1 - Nichtmagnetische staehle mit niedrigen waermeausdehnungskoeffizienten und hohen streckgrenzen sowie verfahren zu ihrer herstellung

Info

Publication number: DE2951217A1
Application number: DE19792951217
Authority: DE
Inventors: Yohji Kohsaka; Chiaki Ouchi
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1978-12-26
Filing date: 1979-12-19
Publication date: 1980-07-03
Also published as: GB2040999B; GB2040999A; US4256516A; FR2445386A1; US4373951A; FR2445386B1; CA1147580A

Description

Die Erfindung betrifft einen nichtmagnetischen Stahl, der einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten und eine hohe Streckgrenze aufweist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.

Das Anwendungsfeld für nichtmagnetischen Stahl hat sich in den letzten Jahren stark erweitert. So wird ein solcher Stahl beispielsweise als Baumaterial für Magnetschwebe-Hochgeschwindigkeitseisenbahnwagen, sogenannte Linearmotorwagen, Kernreaktoren, verschiedene elektrische Bauteile und dergleichen verwendet. Ein geeigneter nichtmagnetischer Stahl kann dadurch erhalten werden, daß eine Zusammensetzung so gewählt wird, daß sie eine austenitische Struktur hat. Ein typisches Beispiel für einen solchen Stahl ist ein austenitischer rostfreier Stahl. Besonders bekannt ist der sogenannte Hadfield-Stahl, der 0,9 bis 1,3 Gew.-% C und 11 bis 14 Gew.-% Mn enthält. In der nachstehenden Beschreibung sind alle Prozentsätze der Elemente in Gew.-% bezogen auf das Gesamtgewicht des nichtmagnetischen Stahls angegeben. Verbesserungen demgegenüber sind nichtmagnetische Stähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und hohem Mangangehalt, beispielsweise Mn-Cr-Stahl, wie 40 Mn-Cr 18, Mn-Cr-Ni-Stahl, beispielsweise 5 Mn-Ni-CR 14, sowie Mn-Cr-Ni-V-Stahl, wie 45 Mn-Ni-Cr-V 1376.

Die Entwicklung der Linearmotorwagen wird in Zukunft voranschreiten. Die erforderlichen Eisenbahnsysteme erfordern eine große Menge an nichtmagnetischem Stahl für die Führungskonstruktionen oder von Verstärkungsstählen zur Herstellung der Eisenbahnbetten, so daß der Zusatz von so teuren Legierungselementen, wie Ni und V nicht vorteilhaft ist. Ein solcher nichtmagnetischer Stahl muß auch einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten und einen geringen elektrischen Widerstand zusätzlich zu der nichtmagnetischen Eigenschaft haben. Darüber hinaus ist es erforderlich, daß die Permeabilität auch nach der Kaltbearbeitung bzw. nach dem Kalzwalzen nicht ansteigt. Diesen

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Anforderungen kann der bisher bekannt nichtmagnetische Stahl nicht genügen.

Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabe besteht deshalb darin, einen billigen nichtmagnetischen Stahl mit einem niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten, der mit dem von ferritischem Stahl vergleichbar oder geringer ist, mit einer hohen Streckgrenze und einer geringen Permeabilität, die nach einer maschinellen Behandlung nicht ansteigt, sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen nichtmagnetischen Stahls zu schaffen.

Erfindungsgemäß soll ein nichtmagnetischer Stahl hergestellt werden, der billig ist, einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten hat, der mit dem des üblichen Stahls vergleichbar ist, dessen mittlerer Wärmeausdehnungskoeffizient bei einer Temperatur von 0 bis 100 ⁰C 1,0 bis 1,3 χ 10~⁵ °C~¹ beträgt, eine hohe

Streckgrenze aufweist, also eine 0,2 % Streckgrenze, die höher

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als 360 N/mm ist, sowie eine Permeabil als 1,1 % nach der Kaltbearbeitung ist.

als 360 N/mm ist, sowie eine Permeabilität hat, die kleiner

Ein solcher nichtmagnetischer Stahl eignet sich zur Verwendung in Führungskonstruktionen und Verstärkungsstählen von Eisenbahnbetten für Hochgeschwindigkeits-Schwebebahnen, als Bauelemente für den Bau von Fusionsreaktoren, von verschiedenen elektrischen Bauteilen und dergleichen.

Erfindungsgemäß wird somit ein nichtmagnetischer Stahl geschaffen, der eine niedrige Wärmeausdehnungszahl hat. Dieser Stahl besteht erfindungsgemäß aus weniger als 0,5 Gew.-% C, weniger als 2 Gew.-% Si, 20 bis 30 Gew.-% Mn und 0,005 bis 0,04 Gew.-% N, Rest Eisen und Verunreinigungen. Der Stahl genügt gleichzeitig den folgenden Beziehungen zwischen den Anteilen von C und Mn:

Mn (%) > 16 χ C (%) + 18
Mn (%) > -12 χ C (%) + 21,5.

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Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung des nichtmagnetischen Stahls mit einem niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten und einer hohen Streckgrenze wird eine Bramme oder ein Block erzeugt, der 0,5 Gew.-% Kohlenstoff, weniger als 2 Gew.-% Silicium, 20 bis 30 Gew.-% Mangan, 0,005 bis 0,04 Gew.-% Stickstoff und Rest Eisen sowie Verunreinigungen enthält und dabei folgenden Beziehungen gleichzeitig genügt:

Mn (%) > 16 χ C (%) + 18 (1)

Mn (%) > -12 χ C (%) + 21,5 (2).

Diese Bramme oder dieser Gußblock wird auf eine Temperatur von weniger als 1220 ⁰C erhitzt. Der erhitzte Gußblock wird warmgewalzt. Schließlich wird eine Fertigwalztemperatur aufrechterhalten, die kleiner als 800 ⁰C + 400 ⁰C χ C (%) ist, was von dem Kohlenstoffanteil abhängt.

Der nichtmagnetische Stahl nach der Erfindung kann außerdem weniger als 2 Gew.-% Cr enthalten.

Anhand der Zeichnungen wird die Erfindung beispielsweise näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 in einem Diagramm die Beziehung zwischen den Anteilen von Kohlenstoff und Mangan nach der Erfindung;

Fig. 2 in einem Diagramm die Beziehung zwischen dem

Kohlenstoff und dem Mangan, die für die Erzielung einer stabilen austenitischen Phase erforderlich ist;

Fig. 3 in einem Diagramm die Beziehung zwischen dem

Anteil an Mangan und den mechanischen Eigenschaften von Stählen mit hohem Mangangehalt;

Fig. 4 in einem Diagramm die Beziehung zwischen dem Anteil an Mangan und den physikalischen Eigenschaften von Stählen mit hohem Mangangehalt;

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Fig. 5 in einem Diagramm Linien mit gleichen Wärmeausdehnungskoeffizienten in einer stabilen Austenitphase;

Fig. 6 in einem Diagramm die Beziehung zwischen der

Zugversuchstemperatur und der Streckgrenze bei einer gegebenen Dehnungsgeschwindigkeit;

Fig. 7 in einem Diagramm zwei Beispiele für die Beziehung zwischen der Fertigwalztemperatur und der 0,2 % Streckgrenze;

Fig. 8 in einem Diagramm die Beziehung zwischen dem Kohlenstoffanteil und der Fertigwalztemperatur, um die 0,2 % Streckgrenze zu erhalten;

Fig. 9 in einem Diagramm die Beziehung zwischen dem Wärmeausdehnungskoeffizienten eines Stahls mit hohem Mangangehalt und dem Stickstoffanteil; und

Fig. 10 in einem Diagramm die Beziehung zwischen dem Wärmeausdehnungskoeffizienten und dem Chromanteil des Stahls mit hohem Mangangehalt.

Die Anteilsbereiche der Element sind aus den nachstehenden Gründen begrenzt.

C ist ein wesentliches Element zur Stabilisierung des Austenits. Wenn der Anteil an C erhöht wird, kann der Anteil eines anderen Elements zum Stabilisieren des Austenits verringert werden.

Der Kohlenstoff ist darüber hinaus derart wirksam, daß er die Festigkeit des austenitischen Stahls erhöht. Beispielsweise nimmt

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die Streckgrenze um 18 N/mm zu, während die Zugfestigkeit um

22 N/mm pro 0,1 % C zunimmt. Aus diesem Grund ist es erforderlich, C in einer zu einem vorher festgelegten Wert überschüssigen Menge zu verwenden, um eine Streckgrenze zu erhalten, die größer als 200 N/mm ist. Zuviel Kohlenstoff verschlechtert jedoch die Warmverformbarkeit und/oder macht es erforderlich, daß der Anteil an Mn erhöht wird, um den gewünschten Wärmeausdehnungskoeffizienten

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zu erhalten. Dies ist nicht nur unwirtschaftlich sondern

beeinträchtigt auch die spanabhebende Bearbeitbarkeit.

Mangan ist ein Element, welches billiger ist als die anderen, den Austenit stabilisierenden Elemente, so daß die Austenitstabilität eines Stahls mit hohem Mangangehalt hauptsächlich durch einen Ausgleich zwischen den Anteilen an C und Mn bestimmt wird. Das heißt mit anderen Worten, daß, wenn der Anteil an C zunimmt, der Austenit mit einem geringeren Anteil an Mn stabilisiert werden kann. Bei einem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt liegt die untere Grenze von Mn bei etwa 7 %. Es ist jedoch erforderlich, den Anteil an Mn auf wenigstens 20 % zu erhöhen, um einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten zu erhalten, was später erläutert wird. Ein Einschluß von mehr als 30 % Mn erhöht die Herstellungskosten und macht die Herstellungsschritte kompliziert. Aus diesem Grund wird die obere Grenze von Mn auf 30 % festgelegt. Das Ergebnis einer Regressionsanalyse hinsichtlich des Wärmeausdehnungskoeffizienten von 30 Stahlarten zeigt, daß der Kohlenstoff eine den Wärmeausdehnungskoeffizienten steigernde Tendenz hat, während das Mangan eine diesen Koeffizienten verringernde Tendenz hat. Die Bereiche von C und Mn, die einen Wärmeausdehnungskoeffizienten ergeben, der mit dem von gewöhnlichem Stahl vergleichbar ist, also weniger als 1,25 χ 10~⁵ °C~¹ im Mittel zwischen 0 und 100 °C beträgt, sind in Gleichung (1) ausgedrückt und durch den Bereich über der Linie a-a in Fig. 1 dargestellt.

Wie erwähnt, wirken sowohl C als auch Mn als den Austenit stabilisierende Elemente, wobei eine Erhöhung der Anteile dieser Elemente die Permeabilität verringert. Die Bereiche von C und Mn, bei denen sich ein stabiler nichtmagnetischer Stahl nach einer 20 % Kalzwalzung erhalten läßt, werden durch eine Degressionsanalyse bestimmt und liegen in einem Bereich über der Linie b-b von Fig. 1. Diese Beziehung ist durch die Gleichung (2) ausgedrückt. Um somit einen Wärmeausdehnungskoeffizienten von weniger als 1,25 χ 10~ °C~¹ zu erhalten, der nahezu gleich

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von gewöhnlichem Stahl ist, und um eine Permeabilität von weniger als 1,1 nach der Kaltverformung zu erhalten, ist es erforderlich, den Anteil an Mn wie oben beschrieben zu begrenzen und gleichzeitig den Gleichungen (1) und (2) genügen zu lassen.

Die Gleichgewichtsbeziehung zwischen den Mengen an C und Mn, die erforderlich sind, um eine stabilisierte Austenitphase nach 20 %iger Kaltverformung oder 80 %iger Kaltverformung zu erhalten, ist in Fig. 2 gezeigt. Man sieht, daß die Gleichgewichtsbeziehung für die 20 %ige und 80 %ige Kaltverformung nahezu gleich ist.

Der Hadfieldstahl oder ein verbesserter Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und hohem Mangangehalt, die die typischen nichtmagnetischen Stähle des Standes der Technik sind, haben

—5 ο — einen Wärmeausdehnungskoeffizient von 1,5 bis 1,8 χ 10 C

Weniger als 0,005 % N führt zu einem Verlust der Austenitstabilität, während mehr als 0,04 % N die Warmverformung des Stahls beeinträchtigt. Aus diesem Grund wird der Bereich von N so gewählt, daß er sich von 0,005 bis 0,04 % erstreckt.

Obwohl Ni, Cr und V Elemente sind, die eine Erhöhung der Festigkeit des austenitischen Stahls bewirken, ist es vom Gesichtspunkt der Wirtschaftlichkeit aus vorteilhaft, einen Gehalt an Ni von weniger als 2 %, von Cr zu weniger als 2 % und V zu weniger als 0,5 % zu wählen. Der Einschluß dieser Elemente innerhalb dieser Bereiche beeinflußt den Wärmeausdehnungskoeffizienten nicht extrem.

Im folgenden werden einige Beispiele für erfindungsgemäße nichtmagnetische Stähle aufgeführt. Tabelle 1 zeigt die mechanischen und physikalischen Eigenschaften von Warmgewalzten Stählen nach der Erfindung und von Vergleichsstählen. Jede Probe wird aus einem 25 kg Stahlblock hergestellt, der anschließend warmgewalzt wird.

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Fig. 3 zeigt in einem Diagramm die Beziehung zwischen dem Anteil an Mn und der Dehnung sowie der Zugefestigkeit der jeweiligen Stähle, die 0,02 %, 0,25 % und 0,54 % Kohlenstoff enthalten. Die dicken Linien im Diagramm zeigen die stabile austenitische Phase. Wie durch die Kurven im unteren Teil von Fig. 3 gezeigt ist, nimmt die Zugefestigkeit mit dem Kohlenstoffgehalt zu, während die austenitische Phase mit Steigerung des Anteils an Mn stabiler wird und die Zugfestigkeit abnimmt.

Fig. 4 zeigt die physikalischen Eigenschaften der Stähle, welche die genannten Kohlenstoffanteile haben. Man sieht, daß der mittlere Wärmeausdehnungskoeffizient mit dem Kohlenstoffgehalt abnimmt, jedoch mit dem Mangangehalt zunimmt. Das Ergebnis der Regressionsanalyse zeigt, daß in einer Zusammensetzung, die eine stabile austenitische Phase enthält, die folgende Beziehung zwischen dem Wärmeausdehnungskoeffizienten «x- und den Mengen an C und Mn gilt:

c*. = 1,80 + 0,48 C - 0,03 Mn (3).

Die gleichen Linien des Wärmeausdehnungskoeffizienten, die nach der Gleichung (3), berechnet sind, sind in Fig. 5 gezeigt. Die den Linien zugeordneten Zahlen bedeuten den mittleren Wärmeausdehnungskoeffizient x10 °C~ zwischen 0 ⁰C und 1OO ⁰C.

Wie im Mittelabschnitt von Fig. 4 zu sehen ist, ist der elektrische spezifische Widerstand groß und nimmt mit den Anteilen von C und Mn zu. Da der spezifische Widerstand in austenitischen Stellen insgesamt groß ist, bedeutet diese Steigerung des elektrischen spezifischen Widerstands kein ernsthaftes Problem.

Wie im oberen Abschnitt von Fig. 4 zu sehen ist, wird die Permeabilität unabhängig von den Anteilen an C und Mn niedrig, so lange der Stahl eine stabile austenitische Struktur hat, die eine vorteilhafte Eigenschaft des nichtmagnetischen Stahls * ist. Die Probe G nach Tabelle 1 enthält 1,7 % Cr. Diese Probe

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hat ebenfalls einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten von 0,98 χ 10~ °C~ sowie einen ausreichend niedrigen spezifischen elektrischen Widerstand und eine Permeabilität, die dem Ziel der Erfindung entspricht. Es wurden auch Stähle mit Ni oder V Gehalten geprüft. Es zeigt sich, daß ein Stahl der weniger als 2 % Ni oder weniger als 0,5 % V enthält, ebenfalls einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten hat, der dem Ziel der Erfindung entspricht.

Bei der Herstellung des erfindungsgemäßen nichtmagnetischen Stahls ist auf die Durchwärmungstemperatur oder Wiedererwärmungstemperatur zu achten, wenn ein Block oder ein Barren mit der obigen Zusammensetzung warmgewalzt wird. Fig. 6 zeigt die Beziehung zwischen der Zugversuchstemperatur und der Hochtemperaturdehnung bzw. Querschnittsreduzierung, wenn ein austenitischer Stahl mit hohem Mangangehalt erhitzt wird und dann einem Zugversuch bei hoher Temperatur unterworfen wird. Wie aus Fig. 6 zu ersehen ist, nimmt bei Temperaturen über 1250 ⁰C die Querschnittsreduzierung bzw. Einschnürung deutlich ab, was bei hohen Temperaturen Risse ergibt. Da in einem großen Stahlblock die Segregation der Komponenten merklich ist, wird er vorteilhafterweise auf eine Temperatur unter 1220 C erhitzt.

Der Walzzustand hat einen großen Einfluß auf die 0,2 % Streckgrenze des austenitischen Stahls mit hohem Mangangehalt. Vor allem wenn der austenitische Stahl im Niedertemperaturbereich gewalzt wird, kann die Korngröße des Produkts stark reduziert werden.

Fig. 7 zeigt die Beziehung zwischen der Fertigwalztemperatur bzw. Polierwalztemperatur und der 0,2 % Streckgrenze. Wie man

2 sieht, ist es möglich, die Streckgrenze und mehr als 100 N/mm zur Steuerung der Fertigwalztemperatur zu erhöhen, so daß sie für einen O,23 C-21,4 Mn-Stahl unter 9OO ⁰C liegt und für einen 0,12 C-27,4 Mn-Stahl weniger als 850 ⁰C beträgt.

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Hinsichtlich des Anteils an Kohlenstoff und der Fertigwalztemperatur hat man eine Reihe von Versuchen ausgeführt. Das Ergebnis dieser Versuche ist in Fig. 8 gezeigt. Man sieht, daß zur Erzielung einer Streckgrenze von mehr als 360 U/imr die Verfestigungswirkung, die durch den Kohlenstoff verursacht wird, in Betracht gezogen werden sollte.

Allgemein läßt sich sagen, daß die Fertigwalztemperatur in einem Bereich von 800 bis 950 ⁰C liegen und so gewählt werden sollte, daß sie der Gleichung (4) für die Fertigwalζtemperatur FT genügt.

FT (⁰C) *£ 800 χ 4OO χ C (%) (4).

Einige bevorzugte Beispiele des erfindungsgemäßen Verfahrens werden im folgenden zusammen mit Oberprüfungsbeispielen aufgeführt. Die dabei verwendeten 25 kg schweren Stahlblöcke haben jeweils die in der Tabelle 2 gezeigte Zusammensetzung. Diese Blöcke werden unter den ebenfalls in Tabelle 2 aufgeführten Walzbedingungen gewalzt.

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Tabelle 2

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Gew.-	0,12	e-i	Mi	Cr	gelöstes	N^gesamt	Walzbedingungen	1010	⁰C	VCVerglßidi	Proben-
%					Al			1010	⁰C	■ V-^v--	bez.
I		0,33	27,4	Spuren	0,036	0,0035		900	⁰C	V	I 1
							erhitzt auf fertiggewalzt bei	800	⁰C	E (Erfin dung)	I 2
	0,23						1250 ⁰C	1020	⁰C	V	I 3
							1220 ⁰C	880	°C	E	I 4
J		0,02	24,1	Spuren	0,024	0,0113	1200 ⁰C	750	°C	E	J 1
	0,50						1200 ⁰C	1020	O C	V	J 2
							1250 ⁰C	950	⁰C	E	J 3
K	0,42	0,32	17,6	Spuren	0,025	0,0271	1200 ^C	1020	⁰C	V	K 1
							1200 ⁰C	800	°c	E	K 2
L		0,32	26,3	Spuren	0,028	0,0221	1200 ⁰C	950	⁰C	E	L 1
						1200 ⁰C		L 2
						1200 °C		L 3
	1200 ⁰C
	1200 °C

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Die gemessenen Eigenschaften der in Tabelle II gezeigten Stahlproben sind
in der Tabelle 3 aufgeführt.

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Wie die Stähle der Gruppe I zeigen, ergeben sich Oberflächen-

o fehler, wenn die Heiztemperatur über 1220 C ansteigt. Wie die Gruppen I bis L jedoch ebenfalls zeigen, ergeben sich keine Oberflächenfehler, was bisher ein Problem bei der Herstellung von Platten aus einem Stahl mit hohem Mn Gehalt war, wenn die Aufheiztemperatur auf unter 1220 ⁰C abgesenkt wird. Eine Erniedrigung der Fertigwalztemperatur führt zu einer ausgezeichneten Streckgrenze. Bei der Probe L 3 erhält man eine zufriedenstellende Streckgrenze bei einer starken Einsparung an teuren Legierungselementen. Die Walzbedingungen werden so gewählt, daß die kumulative Reduktionsrate bei einer Temperatur unter 1000 ⁰C fortlaufend zunimmt, wenn die Fertigwalztemperatur abnimmt. Beispielsweise werden die Walzbedingungen so gewählt, daß eine 60 %ige Reduktion bei einer Fertigwalztemperatur von 750 C erhalten werden kann. Die Regressionsanalyse zeigt, daß der mittlere Wärmeausdehnungskoeffizient o^ zwischen 0 ° und 100 ⁰C < Gleichung (3) ausgedrückt werden kann.

koeffizient o^ zwischen O ° und 100 ⁰C durch die aufgeführte

Der äquitherme Ausdehnungskoeffizient, wie er nach dieser Gleichung berechnet werden kann, ist in Fig. 5, wie erwähnt gezeigt. Der Wärmeausdehnungskoeffizient wird durch die Anteile von Cr und N nicht merklich beeinflußt, was in Fig. und 10 gezeigt ist. Die Wärmeausdehnungskoeffizienten von Stählen mit hohem Gehalt an N und Mn werden hauptsächlich durch die Anteile an C und Mn bestimmt. Dies beweist, daß die Gleichung (3) angewendet werden kann.

Erfindungsgemäß wird somit ein nichtmagnetischer Stahl geschaffen, der einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten hat, der mit dem von ferritischem Stahl vergleichbar oder niedriger als dieser Koeffizient ist, wobei die Perrneablität ausreichend niedrig im gewalzten Zustand ist und auch nicht nach der Kaltverformung ansteigt. Darüber hinaus ist es möglich, den nichtmagnetischen Stahl billig zu erhalten, ohne daß es erforderlich ist, große Mengen teurer Legierungselemente, wie Ni und V einzuschließen. Demzufolge ist der

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erfindungsgemäße nichtmagnetische Stahl zur Verwendung als Führungskonstruktionen und Verstärkungsstellen von Eisenbahnbetten für Magnetschwebe-Hochgeschwindigkeitsbahnen, Kernreaktoranlagen und verschiedene elektrische Bauteile geeignet.

Erfindungsgemäß ist es auch möglich, Oberflächenfehler zu verhindern, die bei der Herstellung von Stahl mit hohem Mangangehalt bisher unvermeidbar war. Das erfindungsgemäße Verfahren ist auf die Herstellung von dicken Platten, geformten Stahlblöcken oder Stahlstäben und Stangen anwendbar

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Claims

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1. Nichtmagnetischer Stahl mit einem niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten, dadurch gekennzeichnet, daß er aus weniger als 0,5 Gew.-% C, weniger als 2 Gew.-% Si, 20 bis 30 Gew.-% Mn, O,005 bis 0,04 Gew.-% N und Rest Eisen sowie Verunreinigungen besteht, wobei gleichzeitig folgender Beziehung zwischen den Anteilen von C und Mn genügt wird:

Mn (%)> 16 χ C (%) + 18 Mn (%)> -12 χ C (%) + 21,5

2. Nichtmagnetischer Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennze ichnet, daß er außerdem weniger als 2 Gew.-% Cr enthält.

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3. Verfahren zur Herstellung eines nichtmagnetischen Stahls mit niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten und hoher Streckgrenze, dadurch gekennzeichnet, daß ein Block erzeugt wird, der weniger als 0,5 Gew.-% Kohlenstoff, weniger als 2 Gew.-% Silicium, 20 bis 30 Gew.-% Mangan, 0,005 bis 0,04 Gew.-% Stickstoff und Rest Eisen und Verunreinigungen enthält und bei welchem gleichzeitig den folgenden Beziehungen zwischen den Anteilen an Kohlenstoff und Mangan genügt wird:

Mn (%)> 16 χ C (%) + 18 (1) Mn (%)> -12 χ C (%) + 21,5 (2),

daß der Block auf eine Temperatur von weniger als 1220 ⁰C erhitzt und warmgewalzt wird, und daß eine Fertigwalztemperatur aufrechterhalten wird, die weniger als 800 ⁰C + 400 ⁰C χ C (%) beträgt, was von der Kohlenstoffmenge abhängt.

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