DE3432337C2 - - Google Patents
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Description
Die Erfindung betrifft die Verwendung eines
schweißbaren, kaltzähen ferritischen Stahles.
Mit zunehmenden 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 Investitionskosten 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:
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 Betriebstemperaturen 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 γ-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
bis -196°C ein Stahl mit ca. 9% Ni eingesetzt
werden.
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 Zähigkeitsreserven
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
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.
Abschrecken von780°C-820°C
Anlassen bei560°C-600°C
oder luftvergütet, d. h.
1. Normalisieren bei880°C-920°C
2. Normalisieren bei780°C-820°C
Anlassen bei560°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
Werkstoffeigenschaften
als optimal angesehen. In dieser Tabelle bedeuten Re die Streckgrenze,
Rm die Zugfestigkeit, A₅ die Bruchdehnung am kurzen
Proportionalstab und A v 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 oder
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°C 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 (α + γ )-Zweiphasen-Zerlegung. Abschließend folgt
dem thermischen Zyklenvorgang noch eine 3 bis 16stündige
Anlaßbehandlung bei Temperaturen von 540°C bis 600°C. Die
vorerwähnte thermisch-zyklische Wärmebehandlung soll eine
"ultrafeine" Mikrostruktur ergeben, wobei eine Übergangstemperatur
unterhalb des flüssigen Stickstoffs (-196°C)
und Charpy V-Kerbschlagenergie C V von mehr als 67 J bei
-196°C 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.
Bekannt sind ferner aus der US-PS 36 19 302 kaltzähe ferritische
Stähle mit im wesentlichen weniger als 0,20 Gew.-%, C, 0,05-0,40%
Si, 0,10-5,0% Mn, 1,50-10,0% Ni, als Grundkomponenten;
als fakultative Elemente sind bei dem bekannten Stahl 0,05-
1 Gew.-% Mo, 0,1-2,0 Gew.-% Cu, 0,1-1,5 Gew.-% Cr, weniger
als 1 Gew.-% Nb, weniger als 1 Gew.-% V und weniger als 0,05
Gew.-% lösliches Aluminium vorgesehen. Stickstoff wird ausdrücklich
als unvermeidliche und schädliche Verunreinigung bezeichnet,
die abgebunden werden muß, und zwar bevorzugt durch Al. Die aus
der US-PS bekannten Stähle erhalten ihre Tieftemperatur-Eignung
durch aufwendige Wärmebehandlungen; sie sind nämlich nach dem
Warmwalzen und Erkalten auf Raumtemperatur zunächst bei Temperaturen
zwischen dem A c1- und A c3-Umwandlungspunkt zu glühen und
danach an Luft oder schneller abzukühlen. Der ersten Wärmebehandlung
muß eine Anlaßglühung unterhalb des A c1-Umwandlungspunktes
mit Abkühlung an Luft oder schneller erfolgen, wobei dieser
2-stufige Glüzyklus gegebenenfalls mehrfach zu wiederholen ist.
Angaben zur Schweißeignung der bekannten Stähle sind der US-PS
nicht zu entnehmen.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen schweißbaren
kaltzähen ferritischen Stahl anzugeben, der bei möglichst niedrigem
Nickelgehalt für kryogene Anwendungsfälle, d. h. für Betriebstemperaturen
mindestens unter -100° geeignet ist. Für
tiefere Temperaturen, etwa das wichtige Anwendungsgebiet LNG bei
-165°C und gegebenenfalls auch in weiter abgesenkten Temperaturbereichen
bis ca. -196°, C soll der Stahl gleichwertig der Güte X
8 Ni 9 ausreichende Sicherheit gegen sprödes Versagen bieten.
Neben Nickel sollen auch andere Legierungsmetalle wie zum Beispiel
Mangan und Molybdän eingespart werden und der Stahl darüber
hinaus einfach herstellbar sein, also sein Herstellungsverfahren
soll ohne komplizierte, zeit-, kontroll- und platzerfordernde
Arbeitsgänge mit mehrstufigen Glühzyklen, beschleunigte Abkühlung
und dergleichen auskommen.
Zur Lösung dieser Aufgabe schlägt die Erfindung die Verwendung
eines Stahles gemäß Anspruch 1 vor. Weitere vorteilhafte Ausführungsformen
sind in den Ansprüchen 2 bis 5 beansprucht und
ergeben sich aus den folgenden Ausführungsbeispielen.
Die Vorteile der Erfindung sind insbesondere 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° eine ausreichende Sicherheit gegen sprödes
Versagen aufweist.
In der Zeichnung sind in den
Fig. 1 bis 6 die für die Verwendung
der erfindungsgemäßen Stähle maßgebenden Eigenschaften dargestellt.
Fig. 1:
Ordinate (11):Übergangstemperatur Tü, dies ist diejenige Temperatur, bis zu der die Kerbschlagzähigkeit mit zunehmender Abkühlung der Probe noch oberhalb des als Kriterium der Zähigkeit geltenden Wertes von 42 J bei der ISO-V-Längsprobe liegt. Abszisse (12):Ni-Gehalt in Masse-%.
Ordinate (11):Übergangstemperatur Tü, dies ist diejenige Temperatur, bis zu der die Kerbschlagzähigkeit mit zunehmender Abkühlung der Probe noch oberhalb des als Kriterium der Zähigkeit geltenden Wertes von 42 J bei der ISO-V-Längsprobe liegt. Abszisse (12):Ni-Gehalt in Masse-%.
Die Kurve A (erfindungsgemäß) zeigt im Vergleich zur Kurve B
(ohne V- und N-Legierung), daß der größtmögliche Effekt durch V
und N zur Erhöhung der Tieftemperaturzähigkeit und gleichzeitig
die tiefste Übergangstemperatur erzielt wird, wenn die Stähle
5-6% Ni enthalten. Der Vergleich der Kurve A mit der Kurve B
zeigt weiterhin, daß der "VN-Effekt" im gesamten Bereich der
Ni-Gehalte von 1-9% wirkt. Er tritt bevorzugt im Bereich von
4-7% Ni auf und vorzugsweise in einem auf 5-6% Ni eingeschränkten
Bereich.
Fig. 2, 3 und 4:
geben den Verlauf der Kerbschlagzähigkeit (21, 31, 41) in Abhängigkeit von der Temperatur (22, 32, 42) wieder.
Dabei sind in Fig. 2 Längs- (23) und Querwerte (24) gesondert dargestellt.
geben den Verlauf der Kerbschlagzähigkeit (21, 31, 41) in Abhängigkeit von der Temperatur (22, 32, 42) wieder.
Dabei sind in Fig. 2 Längs- (23) und Querwerte (24) gesondert dargestellt.
In Fig. 3 und 4 handelt es sich nur um Längswerte (33, 43).
Fig. 5:
Ordinate (51):Streckgrenze R e und Zugfestigkeit R m . Abszisse (52):Prüftemperatur.
Fig. 5:
Ordinate (51):Streckgrenze R e und Zugfestigkeit R m . Abszisse (52):Prüftemperatur.
Fig. 6:
hat im oberen Teil ein Diagramm.
Ordinate (61):Kerbschlagzähigkeit (Querwerte). Abszisse (62):Lage des Kerbes in einer Schweißverbindung, die im unteren Teilbild schematisch dargestellt ist. (63):Kerblage im Grundwerkstoff. (64, 65):sind Kerblagen in der Wärmeeinflußzone. (66):Kerblage im Schweißgut.
hat im oberen Teil ein Diagramm.
Ordinate (61):Kerbschlagzähigkeit (Querwerte). Abszisse (62):Lage des Kerbes in einer Schweißverbindung, die im unteren Teilbild schematisch dargestellt ist. (63):Kerblage im Grundwerkstoff. (64, 65):sind Kerblagen in der Wärmeeinflußzone. (66):Kerblage im Schweißgut.
Die Erfindung ist im folgenden anhand von Ausführungsbeispielen
näher erläutert:
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°C abgekühlt, dann bei einer Walzendtemperatur von
ca. 780°C auf Blechdicke fertiggewalzt, auf Raumtemperatur
abgekühlt und anschließend einmal normalgeglüht (790°C,
30 min/Abkühlung 80°C/min = Luftabkühlung an 24 mm-Blech).
Wie die A v -T-Kurven in Fig. 2a zeigen, wird an diesem Stahl
bei -196°C eine Kerbschlagarbeit von 52 J an ISO-V-Längs-
und von 36 J an Querproben nachgewiesen. Der Stahl weist bei
Raumtemperatur eine Streckgrenze von 546 N/mm², eine Zugfestigkeit
von 673 N/mm² 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.
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 v -T-Kurve in Fig. 2b ist zu ersehen, daß der Stahl
eine hervorragende Tieftemperaturzähigkeit aufweist.
In der nachfolgenden Tabelle sind die mechanisch-technologischen
Prüfwerte angegeben.
Trotz der gegenüber Beispiel 1 geringeren Zugfestigkeit erlaubt
die hohe Streckgrenze dieses Stahles eine gewichtssparende
Bauweise. Aus der A v -T-Kurve in Fig. 2b ist abzuleiten,
daß der Stahl selbst bei -230°C noch zäh ist und
im LNG-Anwendungsbereich mit einer Zähigkeit von 200 J erhebliche
Zähigkeitsreserven aufweist.
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 in Beispiel 1 ausgewalzt, anschließend
auf 790°C 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 v = 70 J an ISO-V-
Längsproben bei -196°C weist der Stahl eine Streckgrenze
von 623 N/mm², eine Zugfestigkeit von 788 N/mm² und eine
Dehnung von 22,5% auf.
Kaltzähe Stähle werden, je nach Anwendungsfall, mehr oder
weniger stark kalt umgeformt. Da ein stärkeres Umformen
einen zu großen Zähigkeitsverlust hervorruft, müssen diese
Auswirkungen durch ein "Spannungsarmglühen" bei einer Temperatur
von 530°C bis 580°C beseitigt werden. Zur Überprüfung
seiner diesbezüglichen Eignung wurde der Stahl aus
Beispiel 3 bei 530°C geglüht.
Wie die nachfolgenden Prüfwerte zeigen, wirkt sich eine
solche Spannungsarmglühung nicht nachteilig auf die Zähigkeitseigenschaften
dieses Stahles aus.
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
1,05%Cu
wurde wie in Beispiel 1 ausgewalzt und normalgeglüht.
Wie die A v -T-Kurve in Fig. 2c zeigt, weist dieser Stahl
ausgezeichnete Zähigkeitseigenschaften auf. Er hat darüber
hinaus eine Streckgrenze von 591 N/mm², eine Zugfestigkeit
von 666 N/mm² und eine Dehnung von 29,2%. Der A v -Wert bei
-196°C 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 Stahls und des
Stahles aus Beispiel 1 in Abhängigkeit von der Prüftemperatur
dargestellt. Hervorzuheben ist, daß bei -196°C die
Streckgrenzenwerte 825 bzw. 850 N/mm² und die Zugfestigkeitswerte
1045 N/mm² betragen.
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°C und -196°C.
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°C
Prüftemperatur beträgt die Zähigkeit dieser Zone noch 46 J
und bei -196°C 30 J (Querproben). Sie erfüllt somit die an
sie gestellten Anforderungen.
Bei weiter herabgesetztem C- und Mn-Gehalt (wie in Beispiel 2)
sind noch bessere Zähigkeitseigenschaften in der kritischen
Wärmeeinflußzone zu erwarten.
Claims (5)
1. Verwendung eines schweißbaren, kaltzähen, ferritischen
Stahles, der bei einer Temperatur von -196°C eine
Kerbschlagarbeit an ISO-V-Längsproben von mehr als
42 J aufweist, mit einer Zusammensetzung von
0,015 bis 0,08%C
0,1 bis 0,5%Si
0,3 bis 0,6%Mn
4 bis 7%Ni
0,15 bis 0,25%V
0,020 bis 0,030%N<0,015% P
<0,015% Sgegebenenfalls
0,5 bis 1,5%CuRest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,der nach dem Walzen auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend einer einmaligen Normalglühung unterzogen wird, als Werkstoff für Bauteile der Kältetechnik bei kryogenen Temperaturen.
<0,015% Sgegebenenfalls
0,5 bis 1,5%CuRest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,der nach dem Walzen auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend einer einmaligen Normalglühung unterzogen wird, als Werkstoff für Bauteile der Kältetechnik bei kryogenen Temperaturen.
2. Verwendung eines schweißbaren, kaltzähen ferritischen
Stahles gemäß Anspruch 1, bei dem der Nickelgehalt auf
5 bis 6%beschränkt ist, als Werkstoff für den Zweck nach Anspruch 1.
3. Verwendung eines schweißbaren, kaltzähen ferritischen Stahles
nach Anspruch 1 oder 2, der mit einer üblichen Stichabnahme
vorgewalzt, in einer Walzpause auf 840°C bis 900°C abgekühlt,
dann bei einer Walzendtemperatur von 770°C bis 820°C
auf Blechdicke fertiggewalzt, auf Raumtemperatur abgekühlt und
anschließend der Normalglühung unterzogen wird, als Werkstoff
für den Zweck nach Anspruch 1.
4. Verwendung eines schweißbaren, kaltzähen, ferritischen
Stahles mit einer Zusammensetzung gemäß Anspruch 1 oder 2,
der ein Gefüge aus sehr feinkörnigem Ferrit mit eingelagerten
Bainit- und Martensitinseln aufweist, als Werkstoff für den
Zweck nach Anspruch 1.
5. Verwendung eines schweißbaren, kaltzähen, ferritischen
Stahles gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4 als Werkstoff für
Bauteile, die für den Transport und die Lagerung von verflüssigtem
Erdgas einsetzbar sind.
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE19843432337 DE3432337A1 (de) | 1984-09-03 | 1984-09-03 | Verfahren zur herstellung eines stahles und dessen verwendung |
US06/771,305 US4687525A (en) | 1984-09-03 | 1985-08-30 | Worked low-temperature tough ferritic steel |
EP85110945A EP0177739A3 (de) | 1984-09-03 | 1985-08-30 | Verwendung eines Stahles für Bauteile der Kältetechnik |
JP60193303A JPS61124523A (ja) | 1984-09-03 | 1985-09-03 | 溶接性、低温延性及び強度の高いスチ−ルの製法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE19843432337 DE3432337A1 (de) | 1984-09-03 | 1984-09-03 | Verfahren zur herstellung eines stahles und dessen verwendung |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE3432337A1 DE3432337A1 (de) | 1986-03-13 |
DE3432337C2 true DE3432337C2 (de) | 1987-07-02 |
Family
ID=6244527
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19843432337 Granted DE3432337A1 (de) | 1984-09-03 | 1984-09-03 | Verfahren zur herstellung eines stahles und dessen verwendung |
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EP (1) | EP0177739A3 (de) |
JP (1) | JPS61124523A (de) |
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- 1984-09-03 DE DE19843432337 patent/DE3432337A1/de active Granted
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- 1985-08-30 US US06/771,305 patent/US4687525A/en not_active Expired - Fee Related
- 1985-09-03 JP JP60193303A patent/JPS61124523A/ja active Granted
Also Published As
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