DE102011010316B4

DE102011010316B4 - Austenitischer Stahl mit hoher Beständigkeit gegenüber wasserstoffinduzierter Versprödung

Info

Publication number: DE102011010316B4
Application number: DE201110010316
Authority: DE
Inventors: Prof. Dr.-Ing. Theisen Werner; Sebastian Weber; Jörg Naumann; Thorsten Michler
Original assignee: Bayerische Motoren Werke AG; Ruhr Universitaet Bochum; GM Global Technology Operations LLC
Current assignee: Bayerische Motoren Werke AG
Priority date: 2011-02-03
Filing date: 2011-02-03
Publication date: 2013-03-21
Anticipated expiration: 2031-02-04
Also published as: DE102011010316A1

Abstract

Austenitischer Stahl für die Verwendung in einem zumindest teilweise direkten Kontaktbereich zu einem Wasserstoff enthaltenden Fluid, insbesondere für einen Wasserstofftank, welcher versprödungsbeständige Eigenschaften gegenüber dem Wasserstoff aufweist, bestehend aus einer Legierung in Massen-% von – Chrom (Cr) 10,0–23,0 – Mangan (Mn) 3,0–9,0 – Nickel (Ni) 3,0–8,0 – Kohlenstoff (C) 0,05–0,15 – Stickstoff (N) 0,001–0,03 – Aluminium (Al) 0,005–0,15 und Silizium (Si) sowie ein Rest Eisen (Fe) und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei die Legierung im Wesentlichen frei von Molybdän (Mo) ist, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Silizium (Si) 1,1–3,0 Massen-% beträgt.

Description

Die Erfindung betrifft austenitischen Stahl mit einer hohen Beständigkeit gegenüber wasserstoffinduzierter Versprödung gemäß den Merkmalen von Patentanspruch 1.
Die Gestaltung moderner Antriebe setzt vermehrt auf die weitestgehende Unabhängigkeit von fossilen Brennstoffen. Als geeignete Alternative werden Elektroantriebe angesehen, die neben der direkten Verbrennung auch auf die indirekte Verwendung derartiger Energiequellen verzichten. Insbesondere deren Einsatz in nicht-stationären Anwendungen bedarf neben geeigneten Akkumulatoren vor allem auch mobiler Stromerzeugungssysteme.
Hierfür vorgeschlagene Brennstoffzellen sollen beispielsweise an Bord eines Kraftfahrzeugs für die benötigte Reichweite innerhalb des Versorgungsnetzes dienen. Der für die Stromerzeugung notwendige Wasserstoff muss dabei mitgeführt werden, so dass es geeigneter Behältnisse zu dessen Speicherung bedarf.
Die erforderliche Wasserstoffspeicherung stellt dabei hohe wirtschaftliche und sicherheitstechnische Anforderungen.
Aufgrund der geringen Teilchendichte von Wasserstoff ist grundsätzlich dessen hohe Verdichtung notwendig, um volumenbezogen seine wirtschaftliche Speicherung zu ermöglichen. Zu den gebräuchlichsten Methoden zählt hierbei neben der gekühlten Flüssiggasspeicherung auch die hoch verdichtete Druckgasspeicherung.
Aus sicherheitstechnischer Sicht entsteht in Kombination mit Sauerstoff zudem ein hoch explosives Knallgas. Insbesondere durch seine gasförmige Natur ist das vorzeitige Erkennen eines Austritts von Wasserstoff erschwert, so dass auch hohe Anforderungen an die zu verwendenden Tanks zu stellen sind. Die entsprechend hohe Dichtheit muss dabei auch im Crash-Fall erhalten bleiben.
Um die hohen Anforderungen zu erfüllen, kommen als Werkstoff zur Herstellung derartiger Tanks entsprechende Stahllegierungen zum Einsatz. Dabei werden austenitische Edelstähle verwendet, welche neben einer hohen gewichtsbezogenen Festigkeit auch eine hohe Beständigkeit gegenüber einer wasserstoffinduzierten Versprödung aufweisen. Ein weiterer Vorteil liegt in der niedrigen Wärmeleitfähigkeit begründet, welche mit etwa 15 W/(mK) unter der von niedriglegiertem ferritischen Stahl mit ungefähr 42 W/(mK) liegt. Hierdurch können etwaige thermische Verluste verringert werden. Insbesondere gegenüber dem metallischen Alternativwerkstoff Aluminium weisen austenitische Edelstähle deutlich geringere thermische Verluste auf, da deren Wärmeleitfähigkeit nur 1/16 der von Aluminium mit etwa 240 W/(mK) beträgt. Zwar wird die Wärmeleitfähigkeit von Aluminium in Legierungen kompensiert, allerdings bleibt sie stets über der austenitischer Edelstähle.
Die Wasserstoffversprödung in Stahl ist durch ein komplexes Zusammenspiel zahlreicher Effekte bestimmt. Das hohe Diffusionsvermögen von Wasserstoff liegt in seinem sehr kleinen Atomdurchmesser begründet, so dass eine hohe Diffusionsgeschwindigkeit erreicht wird.
Die in die Gitterstruktur eingedrungenen Atome verbleiben dabei unter hohem Druck an der Stelle ihrer lokalen Agglomeration. Der damit einhergehende Spannungszustand innerhalb des Stahls reduziert dessen Duktilität und führt zu einem spröden Verhalten. Beim Erreichen der Trennfestigkeit können sich dabei auch Risse ausbilden, die bis zum Bruch führen können.
Die bevorzugte Verwendung austenitischer Edelstähle liegt darin begründet, dass diese zum einen eine hohe Korrosionsbeständigkeit und darüber hinaus eine geringe Diffusionsgeschwindigkeit von Wasserstoff aufweisen, welche um mehrere Größenordnungen geringer ist als in Ferrit. Durch das ohnehin erschwerte Eindiffundieren von Wasserstoff in austenitische Stähle kann dieser bei Raumtemperatur und darunter nicht tief in den Werkstoff eindringen. Allerdings führt der sich in der Folge einer Verformung und/oder Temperaturabsenkung plötzlich bildende Ferrit, näherhin ferritischer Martensit, innerhalb der bekannten Legierungen zu einer der Hauptursachen für eine wasserstoffinduzierte Versprödung.
Die DE 10 2007 022 611 A1 offenbart hierzu einen Austenit-Edelstahl, welcher eine hohe Beständigkeit gegenüber einer Wasserstoffversprödung und/oder Tieftemperaturversprödung aufweist. Der Stahl ist im Wesentlichen frei von Molybdän (Mo) und weist einen Anteil an Stickstoff (N) von mehr als 0,16 Massen-% auf.
Die EP 1 645 649 A1 zeigt einen austenitischen Edelstahl für Wasserstoffgas auf, welcher neben hohen mechanischen Festigkeitseigenschaften eine hohe Beständigkeit gegenüber Wasserstoff induzierter Versprödung aufweist. Die Legierung beinhaltet einen Anteil an Silizium (Si) von höchstens 1,0 Massen-%, wobei weitere Abhängigkeiten zwischen den einzelnen Elementen nicht definiert sind.
Die für den Einsatz im Kontaktbereich zu Wasserstoff vorgeschlagenen Stähle weisen mitunter hohe Anteile an kostenintensiven Elementen auf. Die in Massenfertigung zu erstellenden Tanks und deren Komponenten verlangen allerdings nach kostengünstigen Lösungen bei mindestens gleicher Qualität. Somit bietet die Zusammensetzung eines gegenüber wasserstoffinduzierter Versprödung beständigen austenitischen Stahls in Bezug auf dessen wirtschaftliche Herstellung noch Raum für Verbesserungen.
Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen für die zuvor erläuterte Verwendung geeigneten austenitischen Stahl aufzuzeigen, welcher eine größere Beständigkeit gegenüber Wasserstoffversprödung aufweist und zudem noch wirtschaftlicher herzustellen ist.
Die Lösung dieser Aufgabe besteht nach der Erfindung in einem austenitischen Stahl für die Verwendung in einem zumindest teilweise direkten Kontaktbereich zu einem Wasserstoff enthaltenen Fluid gemäß den Merkmalen von Patentanspruch 1.
Der vorgeschlagene austenitische Stahl, welcher versprödungsbeständige Eigenschaften gegenüber Wasserstoff aufweist, wird insbesondere für die Herstellung von Wasserstofftanks und deren Komponenten verwendet. Darüber hinaus wird dieser Stahl auch zur Herstellung weiterer mit Wasserstoff in Kontakt stehender metallischer Bauteile eingesetzt, wie beispielsweise Leitungen oder Ventile. Der austenitische Stahl besteht aus einer Legierung in Massen-% von

– Chrom (Cr) 10,0–23,0

– Mangan (Mn) 3,0–9,0

– Nickel (Ni) 3,0–8,0

– Kohlenstoff (C) 0,05–0,15

– Stickstoff (N) 0,001–0,03

– Aluminium (Al) 0,005–0,15

und Silizium (Si) sowie einem Rest aus Eisen (Fe) und erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, wobei die Legierung im Wesentlichen frei von Molybdän (Mo) ist. Erfindungsgemäß beträgt der Anteil an Silizium (Si) 1,1–3,0 Massen-%. Der Gehalt an Silizium (Si) ist so hoch wie möglich gewählt, um die Enthalpie für eine Migration an Wasserstoff (H) zu erhöhten. Hierdurch wird einer möglichen Versprödung des Stahls entgegengewirkt.
Der geringe Anteil an Nickel (Ni) reduziert die Herstellungskosten der Legierung insgesamt. Zudem wird die angestrebte Beständigkeit gegenüber der Wasserstoffversprödung positiv beeinflusst. So wird durch einen hohen Anteil an Nickel (Ni), beispielsweise von 30,0 Massen-%, die Diffusion von Wasserstoff (H) erleichtert. Dabei verringert der hohe Anteil an Nickel (Ni) die Migrationsenthalpie für den atomaren Wasserstoff (H) zusätzlich, so dass dieser in der Folge noch leichter in die Gitterstruktur des Stahls eindringen und mit Versetzungen Wechselwirken kann.
Hingegen ist der zu beobachtende positive Effekt auf die Beständigkeit gegenüber der Wasserstoffversprödung bei einer leichten Erhöhung des Anteils an Nickel (Ni) innerhalb eines insgesamt als gering anzusehenden Gesamtanteils von beispielsweise 8,0 auf 10,0–12,0 Massen-% alleinig auf die daraus resultierende Erhöhung der Austenitstabilität gegen dehnungsinduzierte Umwandlung in α-Martensit zurückzuführen.
Der Anteil an Stickstoff (N), insbesondere an Stickstoff (N) in Lösung, ist so gering wie möglich gewählt. Dies vor dem Hintergrund, dass der Einfluss von Wasserstoff (H) oder Stickstoff (N) auf die Struktur austenitischer Stähle ähnlich negativ ist, da sowohl Wasserstoff (H) als auch Stickstoff (N) die Elektronenzustandsdichte am Fermi-Niveau erhöht. Dabei wird der metallische Bindungscharakter gestärkt, wodurch es entsprechend der elektronischen Interpretation des HELP-Mechanismus („hydrogen enhanced localized plasticity”) zu einer lokalen Schwächung des Stahls kommt. Durch die Lokalisierung der Plastizität kommt es zu einer Abnahme der Duktilität, welches sich makroskopisch in einem spröden Versagen äußert.
Insbesondere bei tiefen Temperaturen wirken sich sowohl Wasserstoff (H) als auch Stickstoff (N) negativ auf die makroskopischen mechanischen Eigenschaften des Stahls aus. Bei Temperaturen zwischen –30°C und –100°C äußerst sich dieser Effekt unter anderem durch das Auftreten eines Spröd-Duktil-Übergangs stabiler austenitischer, stickstofflegierter Werkstoffe.
Weiterhin kann sich Stickstoff (N) in Form eines Zwischengitteratoms auf einem nicht regulären Gitterplatz des Atomgitters einbinden, wo es einen nulldimensionalen Gitterfehler darstellt. Innerhalb des kubisch flächenzentrierten Atomgitters der vorgeschlagenen Legierung unterstützt ein solches interstitielles Element die Wasserstoffversprödung. Eine entsprechende Abbindung des gelösten Stickstoffs (N) erfolgt erfindungsgemäß durch die Zugabe von Aluminium (Al), wodurch es zur Bildung von Aluminiumnitrid (AlN) kommt. Dies ist erforderlich, da sich das Vorhandensein von Stickstoff (N) produktionsbedingt nicht ganz vermeiden lässt. Der Gehalt von Aluminiumnitrid (AlN) im lösungsgeglühten Zustand des Werkstoffs beträgt dabei von 0,01 Massen-% bis 0,5 Massen-%.
Um die gewünschten Werkstoffeigenschaften zu erhalten, wird eine Wärmebehandlung in Form von Lösungsglühen durchgeführt. Hierdurch werden ungewünschte Karbide, insbesondere Chromkarbide, aufgelöst, um die Korrosionsbeständigkeit des Stahls zu gewährleisten. Die typische Temperatur für das Lösungsglühen liegt dabei in einem Bereich von 1.020°C und 1.080°C, vorzugsweise bei 1.050°C.
Insgesamt zeichnen sich rostfreie Stähle durch einen Gehalt an Chrom (Cr) von mehr als 10,5 Massen-% aus. Vorzugsweise beträgt der erfindungsgemäße Anteil an Chrom (Cr) in der Legierung 15,0–18,0 Massen-%. Durch den Anteil an Chrom (Cr) bildet sich eine den Stahl schützende und dichte Passivschicht aus Chromoxid (CrO) an der Oberfläche aus.
Der Anteil an Mangan (Mn) beträgt vorzugsweise 6,0–9,0 Massen-%.
Für eine wirtschaftliche Herstellung des austenitischen Stahls beträgt der Anteil an Nickel (Ni) vorzugsweise 5,0–8,0 Massen-%.
Der Anteil an Kohlenstoff (C) sollte unter Beachtung der technologischen Eigenschaft „Korrosionsbeständigkeit” so hoch wie möglich legiert werden. Der Anteil an Kohlenstoff (C) beträgt vorzugsweise 0,1–0,15 Massen-%.
Ein die 8,0 Massen-% unterschreitender Anteil an Nickel (Ni) ist durch eine Erhöhung der Anteile an Kohlenstoff (C) und Mangan (Mn) kompensiert. Hierdurch wird eine direkte Abhängigkeit der Anteile an Nickel (Ni), Kohlenstoff (C) und Mangan (Mn) festgelegt.
Das Aluminium (Al) dient zur Bindung von gelöstem Stickstoff zu Aluminiumnitrid (AlN). Der Anteil an Aluminium (Al) ist dabei so groß gewählt, dass das sich bildende Aluminiumnitrid (AlN) einen Anteil von 0,01 Massen-% bis 0,5 Massen-% aufweist. Durch das Abbinden des Stickstoffs (N) mit Aluminium (Al) zu Aluminiumnitrid (AlN) wird in vorteilhafter Weise ein möglichst geringer Anteil an Stickstoff (N) in Lösung erreicht.
Die Substitution von Nickel (Ni) kann grundsätzlich durch die Elemente Mangan (Mn) und Kohlenstoff (C) erfolgen. Das entsprechende Nickel-Äquivalent Nickel (Ni) + 0,5 × Mangan (Mn) + 30 × [Kohlenstoff (C) + Stickstoff (N)] der Legierung beträgt dabei mindestens 12, bei einem Chrom-Äquivalent Chrom (Cr) + 1,4 × Molybdän (Mo) + 1,5 × Silizium (Si) + 0,5 × Niob (Nb) 2 × Titan (Ti) von 18.
Zum Nickel-Äquivalent der vorgeschlagenen Legierung tragen nur die Elemente Nickel (Ni), Mangan (Mn) und Kohlenstoff (C) bei, während sich das Chrom-Äquivalent aus den Elementen Chrom (Cr) und Silizium (Si) ergibt. Das Nickel-Äquivalent der vorgeschlagenen Legierung ergibt sich unter Beachtung des Schaeffler-Diagramms wie folgt: Nickel (Ni) + 30 × Kohlenstoff (C) + 0,5 × Mangan (Mn)× 12.
Hierdurch sind die gewünschten Gefügeanteile zu einem austenitischen Stahl hin einstellbar.
Das Chrom-Äquivalent ergibt sich unter Beachtung des Schaeffler-Diagramms wie folgt: 15 < Chrom (Cr) + 1,5 × Silizium (Si) < 25.
Hierdurch sind die gewünschten Gefügeanteile zu einem austenitischen Stahl hin zu wählen.

Erfindungsgemäß wird somit Chrom (Cr) gemäß dem Chrom-Äquivalent anteilig durch Silizium (Si) ausgetauscht. Dabei wird 1,0 Masse-% Chrom (Cr) durch 2/3 Masse-% Silizium (Si) ersetzt. In Bezug auf die vorgeschlagene Legierung werden folglich 3,0 Masse-% Chrom (Cr) durch 2,0 Masse %-Silizium (Si) ersetzt. Hierdurch verbleibt die Ausscheidungstemperatur für Chromkarbide unterhalb von 1.000°C. Nachfolgend mögliche Legierungsvarianten A bis F in Massen-%:

	Kohlenstoff (C)	Stickstoff (N)	Silizium (Si)	Chrom (Cr)	Nickel (Ni)	Mangan (Mg)	Eisen (Fe) inkl. Verunreinigung
A	0,1	< 0,005	2,0	15,0	8,0	6,0	Rest
B	0,1	< 0,005	0,2	18,0	8,0	6,0	Rest
C	0,15	< 0,005	2,0	15,0	8,0	3,0	Rest
D	0,15	< 0,005	0,2	18,0	8,0	3,0	Rest
E	0,05	< 0,005	2,0	15,0	8,0	9,0	Rest
F	0,05	< 0,005	0,2	18,0	8,0	9,0	Rest

Insbesondere die in den Legierungsvarianten A bis F angegebenen Werte für Stickstoff (N) beziehen sich auf den im Metallgitter des Austenits gelösten Stickstoff (N), welcher erfindungsgemäß möglichst niedrig sein soll. In der Praxis sind niedrigste Gehalte an Stickstoff (N) von 0,005 Massen-% und weniger großtechnisch kaum zu realisieren. Dies hängt insbesondere mit der gegenüber dem Labor offenen Erschmelzung im Stahlwerk zusammen, wobei Stähle mit einem hohen Gehalt an Chrom mit in der Luft enthaltenem Stickstoff (N) legiert werden. Für die Erfindung von Relevanz ist daher die im Metallgitter des Austenits gelöste Menge an Stickstoff (N) und nicht dessen chemische Menge, welche beispielsweise durch das Aluminium (Al) in Aluminiumnitrid (AlN) abgebunden ist. Der für die Legierungsvarianten A bis F angegebene Anteil an Stickstoff (N) kann grundsätzlich auch ≤ 0,005 Massen-% betragen.
Wie bereits erwähnt, weist das Atomgitter des Werkstoffs im lösungsgeglühten Zustand die kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur des Austenits auf. Die Kristallstruktur enthält produktionsbedingt geringe Anteile an Verunreinigungen, welche sich durch das beim Binden des gelösten Stickstoffs (N) entstandene Aluminiumnitrid (AlN) sowie Sulfide, wie beispielsweise Mangan(II)-Sulfid (MnS), und Oxide, wie beispielsweise Siliziumdioxid (SiO₂) zusammensetzt.
Die jeweilige Korngröße im lösungsgeglühten Zustand beträgt vorzugsweise d < 50 μm. In einer besonderen Ausführung kann die Korngröße auch d < 10 μm betragen.
Das sich einstellende Gefüge im lösungsgeglühten Zustand ist frei von Chromkarbiden, um eine entsprechend hohe Korrosionsbeständigkeit zu gewährleisten. Die jeweiligen Legierungsgehalte, insbesondere Chrom (Cr), Kohlenstoff (C) sowie Silizium (Si) werden dabei so ausgelegt, dass sich die Chromkarbide erst bei Temperaturen von mehr als 50 K unterhalb der typischen Lösungsglühtemperatur von 1.050°C ausscheiden können. Bevorzugt werden die jeweiligen Legierungsgehalte so ausgelegt, dass die Temperatur, bei welcher sich Chromkarbide bilden, möglichst tief, insbesondere möglichst weit unterhalb der Lösungsglühtemperatur, liegt. Durch eine rasche Abkühlung der Lösungsglühtemperatur wird diese Ausscheidung verhindert.
Vorzugsweise wird die Legierung im Zustand lösungsgeglüht verwendet. Sofern durch Kaltverfestigung eine höhere Streckgrenze eingestellt werden soll, muss durch die jeweilige Prozessführung sichergestellt sein, dass der Gehalt an verformungsinduziertem Martensit unterhalb von 1,0 Vol.-% bleibt. Nur so kann sichergestellt werden, dass die hohe Beständigkeit gegenüber Wasserstoffversprödung im Kontaktbereich zu wasserstoffhaltigen Atmosphären beibehalten wird.
Die sich einstellenden Werkstoffeigenschaften wurden in entsprechenden Versuchen ermittelt, wobei die Streckgrenze im uniaxialen Zugversuch bei Raumtemperatur im lösungsgeglühten Zustand Rpo. 2 > 230 MPa beträgt. Die sich einstellende Zugfestigkeit wurde mit Rm > 700 MPa ermittelt. Weiterhin ist die relative Bruchdehnung A_{5_}H₂/A_{5_}Luft gemessen im uniaxialen Zugversuch bei Raumtemperatur im lösungsgeglühten Zustand > 90%.
Die Stabilität des austenitischen Gefüges, näherhin die Neigung, bei Verformung Martensit bilden zu wollen, kann durch die Md₃₀-Temperatur ausgedrückt werden. Bei der Md₃₀-Temperatur führt eine wahre, plastische Dehnung von 30% zu einem Volumengehalt an Martensit von 50 Vol.-%.
Die Md₃₀-Temperatur der erfindungsgemäßen Legierung ist niedriger als –20°C und wurde nach der folgenden Formel berechnet (alle Angaben in Massen-%):

Md₃₀ = 551 – 462 × Kohlenstoff (C) – 9,2 × Silizium (Si) – 8,1 × Mangan (Mn) – 13,7 × Chrom (Cr) – 29 × Nickel (Ni) – 18,5 × Molybdän (Mo) – 29 × Kupfer (Cu) – 68 × Niob (Nb) – 462 × Stickstoff (N) – 1,42 × (Korngröße [ASTM] – 8,0)

Auf ein Legieren von Kupfer (Cu), welches ebenfalls den Austenit stabilisiert, wurde dabei weitestgehend verzichtet, da insbesondere die Stahlwerke nach Möglichkeit kein Kupfer (Cu) in ihrem Stahl auffinden möchten. Darüber hinaus zählt Kupfer (Cu) mit zu den teuren Elementen, so dass dessen weitestgehende Abwesenheit den erfindungsgemäßen Werkstoff noch wirtschaftlicher macht.
Der geschaffene Werkstoff weist eine insgesamt hohe Austenitstabilität auf. Dies ist in Bezug auf die geforderte Versprödungsbeständigkeit wichtig, da sich so auch während einer Umformung bei tiefen Temperaturen kein oder nur wenig dehnungsinduziertes Martensit bilden kann. Der sich in bekannten Legierungen in der Folge einer Verformung und/oder Temperaturabsenkung plötzlich bildende Ferrit, näherhin ferritischer Martensit, ist ursächlich für eine wasserstoffinduzierte Versprödung. Da es sich bei diesen austenitschen Stählen um so genannte metastabile Gefüge handelt, tritt im Stand der Technik eine entsprechende Martensitbildung in den bekannten Legierungen auf. Durch die hier dargelegte chemische Zusammensetzung wird eine hohe Metastabilität erreicht, durch welche eine Martensitbildung weitestgehend verhindert wird.

Claims

Austenitischer Stahl für die Verwendung in einem zumindest teilweise direkten Kontaktbereich zu einem Wasserstoff enthaltenden Fluid, insbesondere für einen Wasserstofftank, welcher versprödungsbeständige Eigenschaften gegenüber dem Wasserstoff aufweist, bestehend aus einer Legierung in Massen-% von – Chrom (Cr) 10,0–23,0 – Mangan (Mn) 3,0–9,0 – Nickel (Ni) 3,0–8,0 – Kohlenstoff (C) 0,05–0,15 – Stickstoff (N) 0,001–0,03 – Aluminium (Al) 0,005–0,15 und Silizium (Si) sowie ein Rest Eisen (Fe) und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei die Legierung im Wesentlichen frei von Molybdän (Mo) ist, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Silizium (Si) 1,1–3,0 Massen-% beträgt.
Austenitischer Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Chrom (Cr) 15,0–18,0 Massen-% beträgt.
Austenitischer Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Mangan (Mn) 6,0–9,0 Massen-% beträgt.
Austenitischer Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Nickel (Ni) 5,0–8,0 Massen-% beträgt.
Austenitischer Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Silizium (Si) 1,5–2,5 Massen-% beträgt.
Austenitischer Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Kohlenstoff (C) 0,1–0,15 Massen-% beträgt.
Austenitischer Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass ein die 8,0 Massen-% unterschreitender Anteil an Nickel (Ni) durch eine Erhöhung der Anteile an Kohlenstoff (C) und Mangan (Mn) kompensiert ist.
Austenitischer Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Aluminium (Al) zur Bindung von gelöstem Stickstoff (N) zu Aluminiumnitrid (AlN) dient, wobei das Aluminiumnitrid (AlN) einen Anteil von 0,01 Massen-% bis 0,5 Massen-% aufweist.