DE3432337A1

DE3432337A1 - Verfahren zur herstellung eines stahles und dessen verwendung

Info

Publication number: DE3432337A1
Application number: DE19843432337
Authority: DE
Inventors: Franz-Josef Biniasz; Bernhard Dr. Engl; Axel Dr. Fuchs; Margit 4600 Dortmund Hüser
Original assignee: Hoesch Stahl AG
Current assignee: Hoesch Stahl AG
Priority date: 1984-09-03
Filing date: 1984-09-03
Publication date: 1986-03-13
Also published as: EP0177739A2; JPH0244888B2; EP0177739A3; JPS61124523A; DE3432337C2; US4687525A

Description

Hoesch Stahl Aktiengesellschaft,
Rheinische Str. 173, 4600 Dortmund 1

Verfahren zur Herstellung eines Stahles und dessen Verwendung

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines schweißbaren, kaltzähen ferritischen Stahles sowie seine Verwendung.

Mit zunehmendem Bedarf an Erdgas für die Energieversorgung werden vermehrt Tankerschiffe mit Behältern benötigt, die geeignet sind, verflüssigtes Erdgas (abgekürzt LNG = Liquid Natural Gas) sicher in die Verbraucherländer zu befördern. Neben LNG kommen weitere verflüssigte Gase, wie z. B. Ammoniak, aliphatische Kohlenwasserstoffe oder assoziierte Gase für den Schiffstransport in Frage. Verflüssigtes Gas läßt sich kostengünstig transportieren, da es nur einen geringen Teil seines bei Raumtemperatur gasförmigen Volumens einnimmt. Trotz der komplizierten Technologie - man benötigt Verflüssigungs- und Wiederverdampfungsanlagen, Transportbehälter auf speziellen Schiffen und Landfahrzeugen, Lagerbehälter usw. - betragen die Invöstitionskosten für eine solche LNG-Kette nur etwa ein Zehntel einer Unterwasserrohrleitung.

Die Verflüssigung von Gasen unter Atmosphärendruck tritt bei ihrer Siedetemperatur ein. Der Siedepunkt einiger technisch wichtiger Gase ergibt sich aus der nachfolgenden Tabelle:

Gas Siedepunkt in C

Propan (LPG) - 42,3

Kohlendioxid - 78,5

Acetylen - 83,6

Äthan - 88,5

Äthylen - 103,6

Krypton - 153,4

Methan (LNG) - 161,5

Sauerstoff - 182,9

Argon - 185,9

Stickstoff - 195,8

Neon - 246,1

Wasserstoff - 252,8

Helium - 268,9

Dieser Siedepunkt stellt die Betriebstemperatur der kryogenen Anlagen dar. Sie müssen bei dieser Temperatur eine ausreichende Sicherheit gegen Undichtigkeiten und Brüche aufweisen. Bei kryogenen Temperaturen verlieren übliche Stahllegierungen einen großen Teil ihrer Zähigkeit und werden sehr spröde. Für den Bau der genannten Anlagen werden dementsprechend "kaltzähe Stähle" benötigt. Kaltzähe Stähle sind ferritische oder austenitische Baustähle, die durch besonders gute Zähigkeitseigenschaften bis zu sehr tiefen Betriebstemperaturen gekennzeichnet sind. Solche Baustähle können den üblichen Verarbeitungsvorgängen, wie Kaltumformen, Warmumformen, thermisches Schneiden und Schweißen unterzogen werden. Für die Wahl der Stahlsorte im Druckbehälterbau ist in der Bundesrepublik Deutschland das AD-Merkblatt W 10 - Werkstoffe für tiefe Temperaturen, Eisenwerkstoffe - maßgebend. Die tiefste zulässige Anwendungstemperatur ist vom jeweiligen Beanspruchungsfall abhängig.

Für den Bereich LPG (Liquid Petrol Gas), für den Äthylentransport sowie für den Transport und die Lagerung von LNG kommen kaltzähe ferritische Baustähle zur Anwendung. Ihr

Einsatzgebiet reicht bis zu Betrxebstemperaturen des flüssigen Stickstoffs bei - 196 °C.

Bei noch tieferen Betriebstemperaturen, wie sie z. B. bei flüssigem Wasserstoff oder Edelgasen auftreten, werden nur noch austenitische Stähle eingesetzt, die sowohl höher legiert als auch weniger fest sind.

Das wichtigste Legierungselement zur Erzielung ausreichender Zähigkeiten von ferritischen Baustählen bei tiefen Temperaturen ist bekannter Weise Nickel. Es gehört zu den Elementen, die mit Eisen eine lückenlose Reihe von Mischkristallen bilden. Durch Nickel wird das £"-Gebiet erweitert, der A3-Umwandlungspunkt und die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit werden merklich herabgesetzt. Mit steigendem Nickelgehalt wird der Zähigkeitsabfall zu tieferen Temperaturen verschoben. Bis zu Nickelgehalten von etwa 5 % bewirkt die Zugabe von je 1 % Ni eine Abnahme der Übergangstemperaturen um rd. 30 C, darüber ergeben sich Verbesserungen um etwa 10 C je 1 % Ni, d. h., die Nickelzugabe ist weniger effektiv. Demnach muß für eine Betriebstemperatur b,
werden.

ratur bis - 196 °C ein Stahl mit ca. 9 % Ni eingesetzt

Weitere bekannte wichtige Maßnahmen zur Erzielung einer hohen Zähigkeit bei tiefen Anwendungstemperaturen sind das Herabsetzen des Kohlenstoffgehaltes und das Erhöhen des Mangangehaltes bis zu 2 %. Eine Herabsetzung der Schwefel- und Phosphorgehalte wirkt sich bekanntlich ebenfalls günstig auf die Zähigkeitseigenschaften aus.

Für den Hauptanwendungsfall der kaltzähen ferritischen Baustähle, den Transport und die Lagerung von verflüssigtem Erdgas, wird insbesondere der 9 %ige Nickelstahl X 8 Ni 9 eingesetzt. Im Bereich des Siedepunktes des Methans (- 161,5 °C) weist dieser Werkstoff erhebliche Zähigkeits-

reserven auf; sein Einsatzgebiet reicht bis zur Temperatur des flüssigen Stickstoffs (- 196 °C).

Niedrig legierte kaltzähe Stähle werden in der Regel zur Einstellung einer gleichmäßig feinen Korngröße und dementsprechend guten mechanischen Eigenschaften und Zähigkeiten normalgeglüht. Dagegen wird der Stahl X 8 Ni 9 mit einer Zusammensetzung von

max. 0,10 % C, max. 0,35 % Si, 0,30 - 0,80 % Mn, max. 0,025 % P, max. 0,020 % S, min. 0,015 % Al und 8,5 - 10 % Ni

entsprechend der Euronorm 129-76 nach Wahl des Herstellers entweder wasservergütet, d. h.

Abschrecker von 780 °C - 820 °C Anlassen bei 560 C ·=: 600 C

oder luftvergütet, d. h.

1. Normalisieren bei 880 °C - 920 °C

2. Normalisieren bei 780 °C - 820 °C Anlassen bei 560 C - 600 C

Sowohl durch die erstgenannte als auch durch die zweitgenannte Wärme-Behandlung wird ein Gefüge aus angelassenem Martensit mit einer gewissen Menge an fein verteiltem Austenit angestrebt.

Die vorgenannten Temperaturbereiche werden nach dem Stand der Technik zur Erzielung der nach Euronorm 129-76 geforderten Werkstoffeigens'chaften

Re Rm A₅ Av bei - 196 ⁰C N/mm² N/mm² % ISO-V in J

längs quer * 480 640 - 840 * 18 ^? 42 ^ 27

als optimal angesehen. In dieser Tabelle bedeuten Re die Streckgrenze, Rm die Zugfestigkeit, A₅ die Bruchdehnung am kurzen Proportionalstab und A die Kerbschlagenergie.

Der Nickelgehalt liefert einen beträchtlichen Beitrag im Hinblick auf gute Tieftemperatureigenschaften. Nickel ist jedoch ein relativ selten vorkommendes Metall. Wie neuere Veröffentlichungen zeigen, wird deshalb aus Kostengründen angestrebt, Nickel durch legierungstechnische Maßnahmen und spezielle Wärmebehandlungen einzusparen.

Trotz umfangreicher Laboruntersuchungen ist als einzige technisch erprobte Weiterentwicklung des Stahls 12 Ni 19 der Stahl X 7 Ni Mo 6 anzusehen, vgl. Bänder, Bleche, Rohre, 2-1975, S. 48 - 52.

Durch eine Erhöhung des Ni-Gehaltes auf 5,5 %, des Mn-Gehaltes von ca. 0,6 auf 1,2 % und durch Zulegieren von etwa 0,2 % Molybdän sowie durch eine relativ komplizierte dreistufige Vergütungsbehandlung wird bei diesem Stahl ein Mikrogefüge erzielt, welches dem des Stahls X 8 Ni 9 ähnlich ist. An diesem Werkstoff wird bei - 160 ⁰C eine Kerbschlagarbeit von mindestens 43 J an der ISO-Spitzkerb-Längsprobe und von mehr als 27 J an der Querprobe nachgewiesen. Dieser Stahl stellt jedoch keinen vollwertigen Ersatz für den Stahl X 8 Ni 9 dar.

Weiter wurde versucht, Nickel durch Mangan zu ersetzen. In der DE -OS 30 30 652 ist ein kaltzäher ferritischer Stahl ausgewiesen, der im wesentlichen 0,02 - 0,06 % Kohlenstoff, 4 - 6 % Mangan, 0,1 - 0,4 % Molybdän und 0 - 3 % Nickel enthält und der einer komplexen thermisch-zyklischen Behandlung unterzogen wird. Durch vier Anlaßbehandlungen erfolgt im wesentlichen eine wiederholte Änderung der Austenitisierung und (βζ+ flf)-Zweiphasen-Zerlegung. Abschließend folgt dem thermischen Zyklenvorgang noch eine 3 bis 16stündige Anlaßbehandlung bei Temperaturen von 540 ⁰C bis 600 C. Die vorerwähnte thermisch-zyklische Wärmebehandlung soll eine "ultrafeine¹¹ MikroStruktur ergeben, wobei eine Übergangstemperatur unterhalb des flüssigen Stickstoffs (- 196 ⁰C) und Charpy V-Kerbschlagenergie CL- von mehr als 67 J bei 196 ⁰C erreicht wird. Angaben zur Schweißeignung dieses bekannten Stahles werden jedoch nicht gemacht, so daß davon auszugehen ist, daß durch eine Schweißung des Werkstoffes die erzielte "ultrafeine" MikroStruktur aufgehoben wird und sich demzufolge die Zähigkeitseigenschaften im Schweißbereich erheblich verschlechtern können.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen schweißbaren kaltzähen, ferritischen Stahl anzugeben, der bei einem, gegenüber dem bekannten Tieftemperaturstahl X 8 Ni 9 erniedrigten Nickelgehalt insbesondere für den kryogenen Hauptanwendungsfall LNG geeignet ist und bei Betriebstemperaturen bis zu - 196 ⁰C eine ausreichende Sicherheit gegen sprödes Versagen aufweist und der darüber hinaus einfach herstellbar ist.

Zur Lösung dieser Aufgabe wurden zunächst Grundlagenuntersuchungen an Stählen mit einer Grundzusammensetzung von 0,04 % C, 0,30 % Si, 0,,40 % Mn, 0,007 % P und 0,005 % S zum Einfluß von Vanadin und Stickstoff auf die Mikrostruk-

/ΙΌ

tür und Tieftemperatureigenschaften an gewalzten und anschließend normalgeglühten Stählen mit 1 bis 9 % Nickel durchgeführt.

In Fig. 1 ist die Abhängigkeit der Übergangstemperatur vom Nickelgehalt sowie der Einfluß der V-N-Zulegierung auf die Übergangstemperatur bei entsprechenden Nickelgehalten dargestellt.

Die Kurve A zeigt die Abhängigkeit der Tieftemperaturzähigkeit vom Nickelgehalt. Man erkennt die bekannte Verbesserung der Tieftemperaturzähigkeit mit steigendem Nickelgehalt, wobei die Effektivität ab 5 % Nickel abnimmt. Durch die Zugabe von 0,15 bis 0,25 % Vanadin und 0,020 bis 0,030 % N wird die Übergangstemperatur der Stähle erheblich herabgesetzt. Der Verlauf der Kurve B verdeutlicht, daß keine additive Verbesserung gegenüber den Stählen ohne V und N eintritt, sondern die Differenz der Übergangstemperatur mit steigendem Nickelgehalt zunimmt, bei 5 bis 6 % Nickel ein Maximum erreicht und sich oberhalb von ca. 6 % Ni wieder verringert. Bei dieser Herstellungsweise wird demzufolge der größtmögliche Effekt zur Erhöhung der Tieftemperaturzähigkeit durch Vanadin und Stickstoff und gleichzeitig die tiefste übergangstemperatur erzielt, wenn die Stähle 5 bis 6 % Nickel enthalten.

Nach diesen grundlegenden Erkenntnissen wird die Aufgabe nach der Erfindung durch ein Verfahren zur Herstellung eines schweißbaren, kaltzähen ferritischen Stahles mit einer Zusammensetzung von
0,015 bis 0,08 % C
0,1 bis 0,5 % Si
0,3 bis 0,6 % Mn

/IA

4 0,015 % P
t, 0,015 % S

4 bis 7 % Ni

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen dadurch gelöst, daß dem Stahl

0,15 bis 0,25 % Vanadin und
0,020 bis 0,030 % Stickstoff

zugesetzt werden, der Stahl nach dem Walzen auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend einer einmaligen Normalglühung unterzogen wird. Gemäß einer vorteilhaften Ausführungsform enthält der Stahl zusätzlich 0,5 bis 1,5 % Kupfer. In Fortbildung der Erfindung wird der Stahl mit einer üblichen Stichabnahme, vorzugsweise von 25 % vorgewalzt, in einer Walzpause auf 840 ⁰C bis 900 ⁰C abgekühlt, dann bei einer Walzendtemperatur von 770 ⁰C bis 820 ⁰C auf Blechdicke fertiggewalzt, auf Raumtemperatur abgekühlt und ^anschließend einer einmaligen Normalglühung unterzogen.

Erfindungswesentlich ist ferner die Verwendung eines derart hergestellten und zusammengesetzten schweißbaren, kaltzähen ferritischen Stahles als Werkstoff für bei tiefen Temperaturen zu verwendende Bauteile mit einem herabgesetzten Nickelgehalt, wobei in bevorzugter Weise bei einem 4 bis 7 %, vorzugsweise auf 5 bis 6 % eingeschränkten Nickelgehalt, bei Ausnutzung des größtmöglichen Effektes von Vanadin und Stickstoff und mit einem Gefüge aus sehr feinkörnigem Ferrit mit eingelagerten Bainit- und Martensitinseln, als Werkstoff für solche Bauteile, die bei einer Temperatur von - 196 ⁰C eine Kerbschlagarbeit an ISO-V-Längsproben von mehr als 42 J aufweisen müssen, wie vorzugsweise Bauteile, die für den Transport und die Lagerung von verflüssigtem Erdgas einsetzbar sind.

Insgesamt sind die Vorteile der Erfindung darin zu sehen, daß die ausgezeichneten Eigenschaften des neuen Stahles durch ein Zusammenwirken von Nickel, Vanadin und Stickstoff mit den weiteren Legierungselementen sowie eine vereinfachte Verfahrens- bzw. Herstellweise erreicht werden, wobei es gelungen ist, einen Werkstoff zu entwickeln, der bei vergleichsweise niedrigen Werkstoffgrundkosten und Fertigungskosten für den kryogenen Hauptanwendungsfall LNG hervorragend geeignet ist und bei Betriebstemperaturen bis - 196 ⁰C eine ausreichende Sicherheit gegen sprödes Versagen aufweist.

Die Erfindung ist im folgenden anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert:

Beispiel 1:

Ein Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung von 0,07 % C 0,27 % Si 0,58 % Mn 0,006 % P 0,005 % S 0,16 % V 0,024 % N 5,6 % Ni

Rest Eisen und übliche Verunreinigungen wird mit einer üblichen Stichabnahme von 25 % vorgewalzt, in einer Walzpause auf ca. 850 ⁰C abgekühlt, dann bei einer Walzendtemperatur von ca. 780 ⁰C auf Blechdicke fertiggewalzt, auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend einmal mormalgeglüht (790 C, 30 min/Abkühlung 80 °C/min = Luftabkühlung an 24 mm-Blech).

Wie die A -T-Kurven in Fig. 2 a zeigen, wird an diesem Stahl bei - 196 ⁰C eine Kerbschlagarbeit von 52 J an ISO-V-Längs-

und von 36 J an Querproben nachgewiesen. Der Stahl weist bei

2 Raumtemperatur eine Streckgrenze von 546 N/mm , eine Zug-

2
festigkeit von 673 N/mm und eine Dehnung von 29,7 % auf.

Die nach Euronorm 129-76 geforderten Werkstoffeigenschaften für den Werkstoff X 8 Ni 9 werden somit vollständig erreicht.

Beispiel 2;

Ein Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung von 0,04 % C

0,31 % Si

0,36 % Mn

0,006 % P

0,005 % S

0,25 % V

0,028 % N

5,2 % Ni

wurde in gleicher Weise wie in Beispiel 1 ausgewalzt und normalgeglüht.

Aus der A -T-Kurve :' .i Fig. 2 b ist zu ersehen, daß der Stahl eine hervorragende TieftemperaturZähigkeit aufweist.

In der nachfolgenden Tabelle sind die mechanisch-technologischen Prüfwerte angegeben.

Re Rm A₅ ^A _v ^bei ~¹⁹⁶ °^c

N/mm² N/mm² % ISO-V : J

längs 548 621 30,9 159

Trotz der gegenüber Beispiel 1 geringeren Zugfestigkeit erlaubt die hohe Streckgrenze dieses Stahles eine gewichtssparende Bauweise. Aus der A -T-Kurve in Fig. 2 b ist abzuleiten, daß der Stahl selbst bei - 230 ⁰C noch zäh ist und im LNG-Anwendungsbereich mit einer Zähigkeit von 200 J erhebliche Zähigkeitsreserven aufweist.

Beispiel 3;

Ein Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung von

0,037 % C

0,34 % Si

0,36 % Mn

0,005 % P

0,005 % S

0,26 % V

0,029 % N

5,8 % Ni

wurde in gleicher Weise wie im Beispiel 1 ausgewalzt, anschließend auf 790 ⁰C erwärmt und dann in Wasser abgekühlt. Wie die nachfolgenden Prüfwerte zeigen, ergibt sich durch diese Behandlung ein erheblicher Anstieg der Streckgrenze und Festigkeit.

Bei einer ausreichenden Zähigkeit von- A = 70 J an ISO-V-Längsproben bei -196 ⁰C weist der Stahl eine Streckgrenze

2 ' 2

von 623 N/mm , eine Zugfestigkeit von 788 N/mm und eine Dehnung von 22,5 % auf.

Beispiel 4;

Kaltzähe Stähle werden, je nach Anwendungsfall, mehr oder weniger stark kalt umgeformt. Da ein stärkeres Umformen einen zu großen Zähigkeitsverlust hervorruft, müssen diese

Αζ

Auswirkungen durch ein "Spannungsarmglühen" bei einer Temperatur von 530 ⁰C bis 580 ⁰C beseitigt werden. Zur überprüfung seiner diesbezüglichen Eignung wurde der Stahl aus Beispiel 3 bei 530 ⁰C geglüht.

Wie die nachfolgenden Prüfwerte zeigen, wirkt sich eine solche Spannungsarmglühung nicht nachteilig auf die Zähigkeitseigenschaften dieses Stahles aus.

Re Rm A₅ A_v bei - 196 °C

N/mm² N/mm² % ISO-V : J

längs 634 699 25,7 66\

Beispiel 5;

Eine weitere Möglichkeit zur Steigerung der Streckgrenze und Zugfestigkeit besteht darin, den Werkstoff mit Kupfer zu legieren.

Ein Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung von 0,038 % C 0,27 % Si 0,57 % Mn 0,007 % P 0,005 % S 0,15 % V 0,024 % N

5.4 % Ni

.,05 % Cu

wurde wie in Beispiel 1 ausgewalzt und normalgeglüht.

Wie die A -T-Kurve in Fig. 2 c zeigt, weist dieser Stahl ausgezeichnete Zähigkeitseigenschaften auf. Er hat darüber

ο hinaus eine Streckgrenze von 591 N/mm , eine Zugfestigkeit

2
von 666 N/mm und eine Dehnung von 29,2 %. Der A -Wert bei

- 196 ⁰C beträgt 116 J (ISO-V-längs).

Mit diesem Werkstoff werden die für einen X 8 Ni 9 geforderten Werkstoffkriterien ebenfalls voll erfüllt. In Fig. 3 sind die Festigkeitseigenschaften dieses Stahles und des Stahles aus Beispiel 1 in Abhängigkeit von der Prüftemperatur dargestellt. Hervorzuheben ist, daß bei - 196 ⁰C die

2 Streckgrenzenwerte 825 bzw. 850 N/mm und die Zugfestig-

keitswerte 1045 N/mm betragen.

Beispiel 6:

Zur Prüfung der Schweißeignung wurde der Stahl mit höherem C- und Mn-Gehalt aus Beispiel 1 herangezogen. Für das Schweißen wurde ein austenitischer Zusatzwerkstoff verwendet. Es wurden keinerlei Risse in den Schweißverbindungen beobachtet. Die Prüfung der Kerbschlagzähigkeit erfolgte an ISO-V-Proben (quer zur Walzrichtung) bei - 160 ⁰C und - 196 ⁰C,

Besondere Aufmerksamkeit wurde der Wärmeeinflußzone gewidmet, da dort immer mit einem Zähigkeitsabfall gerechnet werden muß. Dabei wurde der Kerb von ISO-V-Proben in definiertem Abstand von der Schmelzlinie innerhalb der Wärmeeinflußzone, wie im unteren Teil von Fig. 4 erläutert, angeordnet. Die niedrigsten Zähigkeitswerte zeigte der etwa 0,5 mm von der Schmelzlinie entfernte Bereich ÜO, Fig. 4. Bei - 160 ⁰C Prüftemperatur beträgt die Zähigkeit dieser Zone noch 46 J und bei - 196 ⁰C 30 J (Querproben). Sie erfüllt somit die an sie gestellten Anforderungen.

Bei weiter herabgsetztem C- und Mn-Gehalt (wie in Beispiel 2) sind noch bessere Zähigkeitseigenschaften in der kritischen Wärmeeinflußzone zu erwarten.

Claims

Hoesch Stahl Aktiengesellschaft, 34 3233 Rheinische Str. 173, 4600 Dortmund Patentansprüche;

1. Verfahren zum Herstellen eines schweißbaren, kaltzähen» ferritischen Stahles mit einer Zusammensetzung von

0,015 bis 0,08 % C 0,1 bis 0,5 % Si 0,3 bis 0,6 % Mn 4. 0,015 % P <0,015 % S 4 bis 7 % Ni

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, dadurch gekennzeichnet, daß dem Stahl

0,15 bis 0,25 % Vanadin und 0,020 bis 0,030 % Stickstoff

zugesetzt werden, der Stahl nach dem Walzen auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend einer einmaligen Normalglühung unterzogen wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß dem Stahl 0,5 bis 1,5 % Kupfer zugesetzt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mit einer üblichen Stichabnahme vorgewalzt, in einer Walzpause auf 840 ⁰C bis 900 ⁰C abgekühlt, dann bei einer Walzendtemperatur von 770 ⁰C bis 820 ⁰C auf Blechdicke fertiggewalzt, auf Kaumtemperatur abgekühlt und anschließend einer einmaligen Normalglühung unterzogen wird*

4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mit einer Stichabnahme von 25 % vorgewalzt wird.

5. Die Verwendung eines schweißbaren, kaltzähen, ferritischen Stahles mit einer Zusammensetzung von

0,015 bis 0,08 % C 0,1 bis 0,5 % Si 0,3 bis 0,6 % Mn < 0,015 % P 40,015 % S 4 bis 7 % Ni 0,15 bis 0,25 % V 0,020 bis 0,030 % N

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, als Werkstoff für bei tiefen Temperaturen zu verwendende Bauteile mit einem gegenüber dem bekannten Stahl X 8 Ni 9 herabgesetzten Nickelgehalt.

6. Die Verwendung eines schweißbaren, kaltzähen ferritischen Stahles mit einer Zusammensetzung von

0,015 bis 0,08 % C

0,1 bis 0,5 % Si '

0,3 bis 0,6 % Mn 4ί 0,015 % P

^0,015 % S

5 bis 6 % Ni 0,15 bis 0,25 % V 0,020 bis 0,030 % N

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, als Werkstoff für den Zweck nach Anspruch

Die Verwendung eines schweißbaren, kaltzähen, ferritischen Stahles mit einer Zusammensetzung gemäß Anspruch 5 oder 6 der ein Gefüge aus sehr feinkörnigem Ferrit mit eingelagerten Bainit- und Martensitinseln aufweist, als Werkstoff für Bauteile, die bei einer Temperatur von - 196 C eine Kerbschlagarbeit an ISO-V-Längsproben von mehr als 42 J und bei dieser Temperatur eine ausreichende Festigkeit aufweisen und die für den Transport und die Lagerung von verflüssigtem Erdgas einsetzbar sind.