DE60003501T2

DE60003501T2 - Niedrig legierter, hochfester, hitzebeständiger Stahl

Info

Publication number: DE60003501T2
Application number: DE60003501T
Authority: DE
Inventors: Nobuyoshi Nagasaki Komai; Fujimitsu Nagasaki Masuyama; Tomomitsu Chiyoda-ku Yokoyama; Hiroyuki Neyagawa-shi Hirata; Kaori Neyagawa-shi Kawano; Takao Amagasaki-shi Kan
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd; Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd; Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-08-18
Filing date: 2000-08-18
Publication date: 2004-04-29
Anticipated expiration: 2020-08-19
Also published as: CN1103380C; JP2001131682A; KR20010021263A; KR100386134B1; US6379611B1; JP3565331B2; ATE243779T1; ES2202017T3; EP1081244B1; EP1081244A1; CN1286317A; DE60003501D1

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung bezieht sich auf einen hochfesten, niedriglegierten, wärmebeständigen Stahl, der eine ausgezeichnete Beständigkeit gegenüber Wärmebehandlungsrissen aufweist, d. h. er hat eine geringe Anfälligkeit für Risse, die nach dem Schweißen während der Wärmebehandlung in Schweißfugen entstehen.
2. Beschreibung des Standes der Technik
Beispiele für wohlbekannte Hochtemperaturmaterialien zur Verwendung in wärmebeständigen und druckbeständigen Rohren für Boiler, chemische Geräte und ähnliche Vorrichtungen sind niedriglegierte, wärmebeständige Stähle, die wenige % Cr enthalten, ferritische wärmebeständige Stähle mit hohem Cr-Gehalt, die 9–12% Cr enthalten, und austenitische Edelstähle, die durch Stahl mit 18% Cr/8% Ni typisiert werden. Von diesen Materialien ist niedriglegierter, wärmebeständiger Stahl, der durch Stahl mit 2,25% Cr/1% Mo typisiert wird (ein sogenannter 2¼%Cr-1%Mo-Stahl), billig, so dass er in großen Mengen verwendet wird.
Niedriglegierte, wärmebeständige Stähle, die wenige % Cr enthalten, haben typischerweise eine Ferrittextur, wie getemperter Bainit oder getemperter Martensit. Im Vergleich zu wärmebeständigen Stählen mit hohem Cr-Gehalt und Stählen mit austenitischer Textur ist ihre Hochtemperaturfestigkeit gering. Aus diesem Grund gab es in den letzten Jahren zahlreiche Vorschläge zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit von niedriglegierten, wärmebeständigen Stählen durch Hinzufügen von Mo, W, Nb, V und anderer Legierungselemente zu einem niedriglegierten Stahl.
Zum Beispiel offenbart das Japanische Patent Nr. 2659813 einen Stahl, der 0,7–3% Cr, 0,3–1,5% Mo, 0,05–0,35% V, 0,01–0,12% Nb und 0,01–0,05% N enthält und der weiterhin so eingestellt wird, dass er 0,5–2,4% W, 0,0005– 0,015% B, höchstens 0,1% Al und 0,05–0,2% Ti enthält. Der Stahl wird auf eine Temperatur von wenigstens 1100°C erhitzt und dann auf Raumtemperatur abgekühlt, die Kunststoffbearbeitung erfolgt bei Raumtemperatur oder während der Bearbeitung oder während des Abkühlens in einem Temperaturbereich, in dem keine Umkristallisation stattfindet, und schließlich werden eine Normalisierung bei einer Temperatur, die niedriger ist als 1100°C, und Tempern bei nicht mehr als der A_C1-Temperatur durchgeführt, um einen Stahl herzustellen, bei dem der Grad der Erweichung von durch die Schweißwärme beeinflussten Zonen verringert ist und bei dem die Schlagzähigkeitseigenschaften des Grundmaterials verbessert sind und der bei einer Temperatur von bis zu ungefähr 600°C verwendet werden kann.
Die Japanische Offenlegungsschrift Hei 4-268040 offenbart einen niedriglegierten, wärmebeständigen Stahl mit ausgezeichneter Kriechfestigkeit und Zähigkeit, der 1,5–3,5% Cr, 1–3% W, 0,1–0,35% V, 0,01–0,1% Nb, 0,0001–0,02% B, weniger als 0,005% N, weniger als 0,005% Al und 0,001–0,1% Ti enthält und der, falls notwendig, weiterhin eines oder mehrere der Elemente La, Ce, Y, Ca, Zr und Ta jeweils in einer Menge von 0,01–0,2% und Mg in einer Menge von 0,0005–0,05% enthält und der weiterhin 0,01–0,4% Mo enthält, wobei die Mengen an Ti und N der folgenden Formel genügen: 0,080 ≥ Ti (%) – (48/14)N (%) ≥ 0,003.
Die Japanische Offenlegungsschrift Hei 5-345949 offenbart einen ferritischen wärmebeständigen Stahl mit geringem Cr-Gehalt und ausgezeichneter Zähigkeit und Kriechfestigkeit, der 1,5–3,5% Cr, 1,0–3,0% W, 0,10–0,35% V, 0,01–0,10% Nb, 0,0001–0,02% B, weniger als 0,005% N, weniger als 0,005% Al, wenigstens 0,001% und weniger als 0,050% Ti, 0,10–2,50% Cu enthält und der, falls notwendig, 0,01–0,40% Mo und eines oder mehrere der Elemente La, Ce, Y, Ca, Zr und Ta jeweils in einer Menge von 0,01–0,20% und Mg in einer Menge von 0,0005–0,05% und unter den Verunreinigungen höchstens 0,03% P und höchstens 0,015% S enthält.
Dieser Stahl hat eine hohe Kriechfestigkeit, so dass der N-Gehalt und der Al-Gehalt auf weniger als 0,005% beschränkt sind, und Ti wird hinzugefügt, um N zu fixieren, und B wird hinzugefügt. Um die Zähigkeit von Schweißverbindungen zu verbessern, werden außerdem Ti, Cu und W hinzugefügt. Cu wird hinzugefügt, um die Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit zu verbessern, während V, Nb und W hinzugefügt werden, um die Festigkeit zu verbessern.
Die Japanische Offenlegungsschrift Hei 8-325669 offenbart einen ferritischen wärmebeständigen Stahl mit ultrageringem Mn- und geringem Cr-Gehalt und ausgezeichneter Hochtemperaturfestigkeit, der 0,8–3,5% Cr, 0,01–3,0% W, 0,1–0,5% V, 0,01–0,20% Nb, 0,001–0,05% Al, 0,0005–0,05% Mg, 0,0020–0,02% B, weniger als 0,005% N, höchstens 0,03% P und höchstens 0,015% S enthält und der, falls notwendig, 0,01–1,5% Mo und eines oder mehrere der Elemente La, Ce, Y, Ca und Ta jeweils in einer Menge von 0,01–0,2% und als Rest Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei der B-Gehalt der folgenden Formel genügt: (14/11)B > N – N(V/51)/{(C12) + (N/14}} – N(Nb/93}/{(C/12) + (N/14)}.
In diesem Stahl wird W hinzugefügt, um die Hochtemperatur-Kriechfestigkeit zu verbessern, die Menge an Mn wird auf weniger als 0,1% beschränkt, um eine Abnahme der Wirkung von W nach langen Gebrauchszeiten zu unterdrücken, und B wird hinzugefügt, um eine Abnahme der Festigkeit und Zähigkeit zu verhindern und um die Hochtemperatur-Kriechfestigkeit zu erhöhen. Um die Wirksamkeit von B zu garantieren, wird die Menge an B durch die obige Formel festgelegt, die N, V, C und Nb miteinander in Beziehung setzt.
Die Japanische Offenlegungsschrift Hei 10-8194 offenbart einen ferritischen Stahl mit ausgezeichneter Schweißbarkeit und Hochtemperaturfestigkeit, der 0,3–1,5% Cr, 0,1–3% W, 0,01–0,5% V, 0,01–0,2% Nb, 0,001–0,05% Al, 0,0001– 0,02% B, 0,001–0,03% N, höchstens 0,025% P und höchstens 0,015% S enthält und der, falls notwendig, 0,01–3% Mo, Ca, Ti, Zr, Y, La, Ce und Ta jeweils in einer Menge von 0,01–0,2% und Mg in einer Menge von 0,0005–0,05% enthält.
Dieser Stahl ist ein ferritischer Stahl mit geringem Cr-Gehalt, der anstelle eines ferritischen Stahls mit hohem Cr-Gehalt verwendet werden kann und der bei einer Temperatur von wenigstens 450°C eine verbesserte Hochtemperatur-Kriechfestigkeit hat und der eine Leistungsfähigkeit hat, die mit der von vorhandenen niedriglegierten Stählen in Bezug auf Zähigkeit, Verarbeitbarkeit und Schweißbarkeit vergleichbar oder besser als diese ist.
Wenn man niedriglegierte, wärmebeständige Stähle wie die oben beschriebenen zum Schweißen verwendet, gibt es das Problem, dass sich Schweißmetall-Kälterisse entwickeln. Um Schweißmetall-Kälterisse zu vermeiden, ist es typisch, vor dem Schweißen vorzuerhitzen und dann nach dem Schweißen eine Wärmebehandlung durchzuführen. Wie jedoch auf den Seiten 10, 22–23, 100 und 150 von "Standards for Heat Treatment alter Welding and their Explanation" (Japan High Pressure Technology Organization, herausgegeben von der Stress and Annealing Working Group, veröffentlicht in der Nikkan Industrial Newspaper am 26.09.1994) beschrieben ist, ist bekannt, dass sich in der von Schweißwärme beeinflussten Zone dieser niedriglegierten, wärmebeständigen Stähle während der Wärmebehandlung nach dem Schweißen Risse entwickeln, d. h. sie haben eine hohe Anfälligkeit für Wärmebehandlungsrisse. Wärmebehandlungsrisse entstehen durch einen anderen Mechanismus als Schweißmetall-Kälterisse, so dass sie durch eine Kontrolle der Temperatur beim Vorerhitzen nicht verhindert werden können.
Über Wärmebehandlungsrisse in niedriglegierten, wärmebeständigen Stählen wurden viele Berichte veröffentlicht. Zum Beispiel wird im Journal of Welding Academy, Volume 41 (1972), Nr. 1, Seite 59, ein Wärmebehandlungsriss-Anfälligkeitsindex (P_SR) vorgeschlagen. Für einen Cr-Gehalt im Bereich von höchstens 1,5% nimmt der Wärmebehandlungsriss-Anfälligkeitsindex mit steigenden Mengen an Cr, Cu, Mo, V, Nb und Ti zu. Insbesondere haben V, Nb und Ti eine große Wirkung auf den Index. Außerdem offenbart das Journal of Welding Academy, Volume 49 (1980), Nr. 3, Seite 203, dass der Wärmebehandlungsriss-Anfälligkeitsindex mit zunehmenden Mengen der Verunreinigungen P, Sb, Sn und As im Stahl zunimmt. Weiterhin schlägt die Japanische Offenlegungsschrift Sho 59-80755 einen niedriglegierten, wärmebeständigen Stahl mit ausgezeichneter Beständigkeit gegenüber Tempersprödheit vor.
Kurzbeschreibung der Erfindung
Jede der oben beschriebenen Veröffentlichungen, die Wärmebehandlungsrisse betrifft, bezieht sich auf einen Stahl, der kein W enthält. Als Ergebnis von Untersuchungen durch die Erfinder wurde klar, dass die Festigkeit bei hohen Temperaturen im Falle eines Stahls, der W enthält, hoch ist, so dass die Anfälligkeit für Wärmebehandlungsrisse merklich erhöht ist.
In den oben aufgeführten Veröffentlichungen außer in den Japanischen Offenlegungsschriften Hei 7-268040 und Hei 5-345949 gibt es keine Beschreibung bezüglich Schweißrissen. In den Japanischen Offenlegungsschriften Hei 7-268040 und Hei 5-345949 gibt es eine Beschreibung bezüglich der Verhinderung von Schweißmetall-Kälterissen durch Steuerung der Temperatur beim Vorerhitzen, aber es wird nichts über Wärmebehandlungsrisse erwähnt, was in Bezug auf Stähle, die W enthalten, ein großes Problem ist. Zur Zeit wurde nämlich noch kein hochfester, wärmebeständiger Stahl erhalten, der W enthält und eine ausreichende Beständigkeit gegenüber Wärmebehandlungsrissen aufweist.
Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, einen hochfesten, niedriglegierten, wärmebeständigen Stahl des Cr-Mo-Typs bereitzustellen, der W enthält und der eine ausgezeichnete Beständigkeit gegenüber Wärmebehandlungsrissen aufweist.
Die Erfinder schweißten niedriglegierte, wärmebeständige Stähle, die W enthalten, und untersuchten dann im Einzelnen die Risse, die bei der anschließenden Wärmebehandlung (im folgenden als Nachschweiß-Wärmebehandlung bezeichnet) gebildet wurden. Als Ergebnis zeigte sich, dass Risse in von der Wärme beeinflussten Zonen dort entstehen, wo sich Kristallkörner während der Nachschweiß-Wärmebehandlung bei einer Temperatur in der Nähe der Liquiduslinie vergröbern. Wenn die Form der Bruchfläche mit einem Rasterelektronenmikroskop beobachtet wurde, wurden in der Bruchfläche keine geschmolzenen Punkte (Risse, die mit der Bildung einer flüssigen Phase einhergehen) gefunden, und als Ergebnis der Analyse wurde eine merkliche Konzentration an N auf der Bruchfläche gefunden. Weiterhin zeigte sich als Ergebnis der Beobachtung mit einem Elektronenmikroskop, dass innerhalb von Körnern in der Nähe von Rissen winzige Carbide von V und Nb gebildet wurden.
Aufgrund dieser Ergebnisse dachten wir, dass die Schweißwärmebehandlungsrissbildung ein Phänomen ist, bei dem sich Risse aufgrund der kombinierten Wirkungen von Faktoren wie den folgenden öffnen:

(i) die Abscheidung von N an Korngrenzen wird durch Nachschweiß-Wärmebehandlung beschleunigt, und die interkristalline Bindungsstärke nimmt ab;
(ii) aufgrund der Fällungshärtung, die durch Carbide von V und Nb verursacht wird, und der Feste-Lösung-Härtung durch W wird das Innere von Körnern gefestigt; und
(iii) die durch thermische Spannungen verursachte Verformung konzentriert sich auf die glatte Oberfläche von Kristallkörnern, die sich aufgrund von Schweißwärmecyclen vergröbern.

Als Ergebnis dieser Beobachtungen hat sich gezeigt, dass Schweißwärmebehandlungsrisse verhindert werden können, indem man die Form, in der N vorhanden ist, durch die Verwendung von Ti und B einstellt. Da Ti und B nämlich eine starke Affinität zu N haben, bilden sie mit N stabile Nitride, so dass die Menge an freiem N an den Korngrenzen abnimmt, wobei freies N zu dem Problem führt, dass es die interkristalline Bindungsstärke reduziert.
Ti bildet TiN hauptsächlich an Korngrenzen zum Zeitpunkt der Herstellung des Stahls, und aufgrund des Pinning-Effekts unterdrückt es die durch Schweißwärmecyclen verursachte Vergröberung von Kristallkörnern. Damit dieser Effekt in ausreichender Weise auftritt, muss die Menge an Ti wenigstens 0,001% betragen.
B hat eine starke Tendenz zur Segregation, so dass B, das sich nicht mit N kombiniert, an den Korngrenzen als freies B existiert und Segregationsstellen besetzt. Es unterdrückt dadurch die Segregation von N und anderen korngrenzenschwächender Elemente und erhöht die interkristalline Bindungsstärke. Als Ergebnis kann es zur Verhinderung von Schweißwärmebehandlungsrissen beitragen.
Die Wirkungen von Ti und B bei der Verhinderung von Rissen werden natürlich stark von der Menge an N beeinflusst, das ein intergranuläre Sprödigkeit verursachendes Element ist. Wenn eine große Menge an N in einem Stahl vorhanden ist, sind große Mengen an Ti und B notwendig, um Risse zu verhindern. 5, die unter Verwendung von Daten aus den unten beschriebenen Beispielen erhalten wurde, veranschaulicht die Beziehung zwischen der in einem Stahl vorhandenen Menge an N relativ zu den Mengen an Ti und B und dem Vorkommen von Wärmebehandlungsrissen. In der Figur zeigt die Abszisse den N-Gehalt [% N] eines Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung oder eines Vergleichsbeispiels, und die Ordinate ist der Wert von [% Ti] + 5[% B] + 0,004 für den Stahl. Stähle, bei denen es keine Wärmebehandlungsrisse gab, sind durch einen leeren Kreis (o) gekennzeichnet, und Stähle, bei denen Risse auftraten, sind durch einen ausgefüllten Kreis (•) gekennzeichnet. Anhand dieser Figur wird bestätigt, dass Schweißwärmebehandlungsrisse verhindert werden können, wenn die Beziehung zwischen dem N-Gehalt [% N] und ([% Ti] + 5[% B] + 0,004) der folgenden Formel (1) genügt: [%N] ≤ [%Ti] + 5[%B] + 0,004 (1)
Wenn der mittlere Kristallkorndurchmesser in der wärmebeeinflussten Zone jedoch 150 μm überschreitet, kann selbst dann, wenn die obige Formel (1) erfüllt ist, die Bildung von Schweißwärmebehandlungsrissen nicht verhindert werden. Um den mittleren Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone auf höchstens 150 μm zu beschränken, darf der mittlere Kristallkorndurchmesser des Grundmaterials höchstens 110 μm betragen.
Dementsprechend stellt die vorliegende Erfindung einen niedriglegierten, wärmebeständigen Stahl mit ausgezeichneter Schweißbarkeit bereit, der einen mittleren Kristallkorndurchmesser von höchstens 110 μm hat und folgendes umfasst, in Massen-%:
C: 0,03–0,15%
Mn: höchstens 2%
S: höchstens 0,03%
Cu: wenigstens 0,01%, aber weniger als 0,1%
V: 0,1–0,3%
Mo: 0,05–0,35%
Ti: 0,001–0,05%
Al: höchstens 0,1%
N: in einer Menge, die der Formel (1) genügt
Si: höchstens 1%
P: höchstens 0,03%
Ni: höchstens 0,5%
Cr: 1,8–2,8%
Nb: 0,01–0,08%
W: 1,2–1,8%
B: 0–0,02%
O: höchstens 0,1% [%N] ≤ [%Ti] + 5[%B] + 0,004 (1)und als Rest unvermeidbare Verunreinigungen.
Der mittlere Kristallkorndurchmesser des Stahls kann bestimmt werden, indem man in einem unter Verwendung eines Mikroskops aufgenommenen Photo die Zahl der in einer bestimmten Strecke vorhandenen Kristallkörner bestimmt und dann die Länge der Strecke durch die Zahl der Kristallkörner dividiert.
Stähle mit einer Zusammensetzung, die in die oben definierten Bereiche fällt, sind in JP-A-8225884 (Beispiel S) und EP-A-560 375 (Beispiele K und 24) offenbart, aber mit der Ausnahme des Bereichs für den Cu-Gehalt. Weiterhin sagen diese Literaturstellen nichts über die Bedingungen, die den Korndurchmesser und den N-Gehalt betreffen.
Kurzbeschreibung der Zeichnungen
1 ist ein vertikaler Querschnitt durch die einander gegenüberliegenden Enden zweier Platten, die aneinandergeschweißt werden sollen.
2a ist eine Draufsicht auf einen mit Einspannung geschweißten Körper, der aus den Platten von 1 gebildet ist, und 2b ist ein vertikaler Querschnitt des mit Einspannung geschweißten Körpers.
3 ist eine Draufsicht auf ein Kriechteststück, das aus dem geschweißten Körper von 2 geschnitten wurde.
4 ist eine Graphik, die die Beziehung zwischen der Schweißwärmezufuhr und dem mittleren Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone zeigt.
5 ist eine Graphik der Beziehung zwischen dem N-Gehalt und ([% Ti] + 5 [% B] + 0,004) in Beispielen für den Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung und in Vergleichsbeispielen.
Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen
Als nächstes werden die Wirkungen jeder chemischen Komponente eines Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung und die Gründe für ihre Bereiche beschrieben. Wenn nichts anderes angegeben ist, beziehen sich die Prozentangaben der chemischen Komponenten auf Massenprozent.
C: 0,03–0,15%
C bildet in Stahl Carbide und trägt zu einer Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit bei. Außerdem fungiert es als austenitbildendes Element, und es unterdrückt die Bildung von δ-Ferrit. Aus diesem Grund muss die Menge an C wenigstens 0,03% betragen. Eine übermäßige Zugabe davon erhöht jedoch die Härte der durch die Schweißwärme beeinflussten Zonen und erhöht damit die Anfälligkeit für Schweißmetall-Kälterisse und für Wärmebehandlungsrisse nach dem Schweißen. Außerdem wird ein Stahl mit einem hohen C-Gehalt spröde, wenn er lange Zeit bei hohen Temperaturen verwendet wird. Aus diesen Gründen beträgt die Obergrenze für den C-Gehalt 0,15% und vorzugsweise 0,12%.
Si: höchstens 1%
Si wird während der Stahlherstellung als desoxidierendes Element hinzugefügt. Es ist auch effektiv, um die Oxidationsbeständigkeit und Beständigkeit gegenüber Hochtemperaturkorrosion von Stahl zu verbessern. Es führt jedoch zu einer Abnahme der Zähigkeit von Stahl während der längeren Verwendung bei hohen Temperaturen. Aus diesem Grund beträgt die Obergrenze für den Si-Gehalt 1% und vorzugsweise 0,8%. Die Untergrenze kann das Niveau der unvermeidbaren Verunreinigungen sein, aber um die desoxidierende Wirkung zu garantieren, beträgt sie vorzugsweise wenigstens 0,05%.
Mn: höchstens 2%
In derselben Weise wie Si wird Mn hinzugefügt, um eine Desoxidation zum Zeitpunkt der Stahlherstellung durchzuführen. Wenn jedoch zu viel hinzugefügt wird, führt es zu einer Abnahme der Festigkeit während der längeren Verwen dung bei hohen Temperaturen und zu einer Abnahme der Zähigkeit. Aus diesem Grund beträgt der Mn-Gehalt höchstens 2%, vorzugsweise höchstens 1,5%, und besonders bevorzugt ist er kleiner als 0,35%. Die Untergrenze kann das Niveau der unvermeidbaren Verunreinigungen sein, aber um die desoxidierende Wirkung zu garantieren, beträgt sie vorzugsweise wenigstens 0,05%.
P: höchstens 0,03%
P ist in Stahl als unvermeidbare Verunreinigung vorhanden. Wenn sein Gehalt hoch ist, entstehen Schweißwärmebehandlungsrisse. Daher beträgt der P-Gehalt höchstens 0,03%. Die Menge an P ist vorzugsweise so gering wie möglich, und es gibt keine besondere Untergrenze dafür, doch eine extreme Senkung des P-Gehalts führt zu einer Erhöhung der Herstellungskosten, so dass die Untergrenze unter praktischen Gesichtspunkten im Allgemeinen in der Größenordnung von 0,0005% liegt.
S: höchstens 0,03%
Wie P ist S in Stahl als unvermeidbare Verunreinigung vorhanden. Wenn es in großen Mengen enthalten ist, bildet es Schweißwärmebehandlungsrisse. Aus diesem Grund beträgt der S-Gehalt höchstens 0,03%. Die Menge an 5 ist vorzugsweise so gering wie möglich, und es gibt keine besondere Untergrenze dafür. Doch wie im Falle von P liegt die Untergrenze unter den Gesichtspunkten der Raffinationskosten im Allgemeinen in der Größenordnung von 0,0005%.
Ni: höchstens 0,5%
Ni ist ein austenitbildendes Element. Es unterdrückt die Bildung der δ-Ferritphase, und es garantiert die Stabilität der Textur, und daher kann es hinzugefügt werden. Wenn es hinzugefügt wird, beträgt sein Gehalt vorzugsweise wenigstens 0,01%. Eine übermäßige Zugabe davon senkt jedoch die Duktilität bei der Verwendung bei hohen Temperaturen, so dass die Obergrenze für den Ni-Gehalt 0,5% beträgt.
Cu: wenigstens 0,01%, aber weniger als 0,1%
Wie Ni ist Cu ein austenitbildendes Element. Es unterdrückt die Bildung der δ-Ferritphase, und es ist nützlich, um die Stabilität der Textur zu garantieren. Eine übermäßige Zugabe davon bewirkt jedoch eine extreme Abnahme der Duktilität bei der längeren Verwendung bei hohen Temperaturen, so dass der Cu-Gehalt höchstens 0,5% beträgt. Der Gehalt ist kleiner als 0,1% und besonders bevorzugt kleiner als 0,05%.
Cr: 1,8–2,8%
Cr ist unverzichtbar, um Oxidationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen, Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit und Hochtemperaturfestigkeit zu garantieren. Eine übermäßige Zugabe davon führt jedoch zu einer Vergröberung von Carbiden, und schließlich bewirkt es eine Abnahme der Hochtemperaturfestigkeit und führt zu einer Abnahme der Zähigkeit. Aus diesen Gründen beträgt der Cr-Gehalt 1,8–2,8%.
V: 0,1–0,3%
V bildet in Stahl winzige Carbide oder Carbonitride, und es trägt zu einer Erhöhung der Kriechfestigkeit bei. Eine übermäßige Zugabe davon erhöht jedoch die Fällungsdichte von Carbiden innerhalb von Körnern zum Zeitpunkt der Nachschweiß-Wärmebehandlung und erhöht die Anfälligkeit für Wärmebehandlungsrisse. Weiterhin führt es zu einer schnellen Aggregation und Vergröberung von Carbiden bei Verwendung bei hohen Temperaturen und führt zu einer Abnahme der Kriechfestigkeit. Aus diesem Grund beträgt der V-Gehalt 0,1–0,3%.
Nb: 0,01–0,08%
Nb bildet in Stahl winzige Carbide oder Carbonitride, und es trägt zu einer Erhöhung der Kriechfestigkeit bei. Aus diesem Grund ist eine Zugabe von wenigstens 0,01% davon notwendig. Eine übermäßige Zugabe davon erhöht jedoch die Fällungsdichte von Carbiden innerhalb von Körnern während der Nachschweiß-Wärmebehandlung und erhöht die Anfälligkeit für Wärmebehandlungsrisse. Daher beträgt der Nb-Gehalt 0,01–0,08%.
Mo: 0,05–0,35%
Mo erhöht die Feste-Lösung-Festigkeit der Stahlmatrix, und es fällt als Carbid aus und erhöht so die Kriechfestigkeit. Außerdem hat es eine starke Affinität zu P und es reduziert die Menge an P, das sich an den Korngrenzen abscheidet und trägt dadurch zu einer Abnahme der Anfälligkeit für Schweißwärmebehandlungsrisse bei. Um diese Wirkungen zu erhalten, muss sein Gehalt wenigstens 0,05% betragen. Eine übermäßige Zugabe davon senkt jedoch die Zähigkeit nach langen Gebrauchszeiten, und daher beträgt seine Obergrenze 0,35%.
W: 1,2–1,8%
Wie Mo bewirkt auch W eine Feste-Lösung-Härtung der Stahlmatrix und bildet Carbide, um die Kriechfestigkeit stark zu erhöhen. Um diese Wirkungen zu erhalten, muss sein Gehalt wenigstens 1,2% betragen. Andererseits festigt es die Matrix extrem, so dass bei Abscheidung von N an den Korngrenzen der Unterschied zwischen der Festigkeit der spröde gewordenen Korngrenzen und der Matrix groß wird und sich leicht Wärmebehandlungsrisse bilden. Außerdem führt eine übermäßige Zugabe davon zu einer Abnahme der Zähigkeit. Daher beträgt seine Obergrenze 1,8%.
Al: höchstens 0,1%
Al wird als desoxidierendes Mittel für Stahl hinzugefügt. Eine übermäßige Zugabe davon senkt jedoch die Sauberkeit des Stahls und senkt die Verarbeitbarkeit und führt zu einer Abnahme der Hochtemperaturfestigkeit. Aus diesem Grund beträgt der Al-Gehalt höchstens 0,1%. Es gibt keine besondere Untergrenze, aber wenn seine Menge extrem niedrig ist, ist die Desoxidation des Stahls unzureichend. Daher beträgt die Menge vorzugsweise wenigstens 0,0005%.
O (Sauerstoff): höchstens 0,1%
O (Sauerstoff) ist eine Verunreinigung in Stahl. Er liegt primär in Form von Oxiden vor, die zu einer Abnahme der Verarbeitbarkeit und in der Festigkeit und Zähigkeit des Grundmaterials führen. Wenn er in Form von Oxiden an Korngrenzen vorliegt, kann er außerdem zu einer Abnahme der interkristallinen Bindungsstärke und einer Zunahme der Anfälligkeit für Wärmebehandlungsrisse führen. Aus diesem Grund beträgt der O-Gehalt höchstens 0,1%, vorzugsweise höchstens 0,06% und besonders bevorzugt höchstens 0,03%. Der Sauerstoffgehalt ist vorzugsweise so gering wie möglich, so dass es keine besondere Untergrenze dafür gibt, aber extreme Reduktionen desselben führen zu einer Erhöhung der Raffinationskosten, so dass die Untergrenze bei der tatsächlichen Herstellung im Allgemeinen in der Größenordnung von 0,0005% liegt.
Ti : 0,001–0,05%
Ti ist unverzichtbar, um die Anfälligkeit für Schweißwärmebehandlungsrisse zu senken. Ti verbindet sich mit N unter Bildung von TiN und senkt dadurch die Menge an freiem N, was die interkristalline Bindungsstärke in durch die Schweißwärme beeinflussten Zonen reduziert. Außerdem unterdrückt es aufgrund des Pinning-Effekts die Vergröberung der Kristallkörner in durch die Schweißwärme beeinflussten Zonen aufgrund von Schweißwärmecyclen, und es verhindert die Bildung von Wärmebehandlungsrissen. Um diese Wirkungen zu erhalten, muss sein Gehalt wenigstens 0,001% betragen, und es muss der Formel (1) genügen, die es mit B und N in Beziehung setzt. Eine übermäßige Zugabe davon führt jedoch zu einer extremen Abnahme der Zähigkeit, so dass der Ti-Gehalt höchstens 0,05% beträgt. Besonders bevorzugt beträgt er höchstens 0,04%.
B: 0–0,02%
Aufgrund der Anwesenheit von Ti in einem Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung ist es nicht wirklich notwendig, B hinzuzufügen. B hat jedoch eine starke Affinität zu N, so dass es wie Ti Nitride bildet und die Wirkung hat, die Menge an freiem N an den Korngrenzen zu senken. Außerdem liegt das restliche B, das sich nicht mit N verbindet, als freies B an den Korngrenzen vor und besetzt Segregationsstellen, so dass es die Segregation von korngrenzeschwächenden Elementen wie N unterdrückt, die interkristalline Bindungsstärke erhöht und die Bildung von Schweißwärmebehandlungsrissen verhindert. Diese Wirkungen sind ausgeprägt, wenn B in Kombination mit Ti hinzugefügt wird. Dementsprechend muss der B-Gehalt der Formel (1) genügen. Eine übermäßige Zugabe davon führt jedoch zu einer Versprödung des Grundmaterials während der längeren Verwendung bei hohen Temperaturen. Daher beträgt die Obergrenze für den B-Gehalt 0,02%. Wenn es hinzugefügt wird, beträgt der bevorzugte Gehalt 0,002–0,006%.
N: innerhalb eines Bereichs, der Formel (1) genügt
N scheidet sich zum Zeitpunkt der Stahlherstellung oder während der Nachschweiß-Wärmebehandlung als freies N an Korngrenzen ab, wo es die interkristalline Bindungsstärke senkt und die Ursache für die Bildung von Schweißwärmebehandlungsrissen ist. Um dies zu verhindern, ist es effektiv, N zu fixieren, indem man Ti oder Ti und B hinzufügt. Um N ausreichend zu fixieren, muss die Menge an N in dem Stahl der Formel (1) genügen: [%N] ≤ [%Ti] + 5[%B] + 0,004 (1)
Die Bildung von Schweißwärmebehandlungsrissen in einem wärmebeständigen Stahl dieser Erfindung wird verhindert durch die kombinierten Wirkungen von (i) einer Reduktion der Menge an freiem N an den Korngrenzen durch die Zugabe von Ti und gegebenenfalls B, (ii) einer Verhinderung der Vergröberung von Kristallkörnern durch den Pinning-Effekt von TiN und (iii) einer Erhöhung der interkristallinen Bindungsstärke durch freies B. Um diese Wirkungen zu erhalten, müssen Ti, B und N der Formel (1) genügen.
Eine übermäßige Menge an N führt zur Bildung großer Mengen an Nitriden und führt zu einer Abnahme der Zähigkeit, während bei einer zu geringen Menge an N der oben genannte Pinning-Effekt von TiN nicht ausreichend erhalten werden kann. Dementsprechend ist der N-Gehalt vorzugsweise größer als 0,005% und bis zu 0,01%.
Mittlerer Kristallkorndurchmesser: höchstens 110 μm
Es gibt Fälle, in denen die Schweißwärmebehandlungsrisse auch dann nicht völlig verhindert werden können, wenn die oben beschriebenen Bedingungen (i), (ii) und (iii) erfüllt sind. Der Grund dafür ist, dass Schweißwärmebehandlungsrisse aufgrund der Konzentration von Verformungen aufgrund von thermischen Spannungen an glatten Korngrenzen entstehen, deren Körner durch Schweißwärmecyclen vergröbert werden. Um dies zu verhindern, darf der mittlere Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone höchstens 150 μm betragen.
4 zeigt die Beziehung zwischen der Wärmezufuhr während des Schweißens und dem mittleren Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone. Diese Figur zeigt die Ergebnisse einer Messung des mittleren Kristallkorndurchmessers in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone in einem Schweißtest mit Einspannung, der unter Verwendung einer Stahlplatte mit einem mittleren Kristallkorndurchmesser von 109 μm als Grundmaterial durchgeführt wurde, wobei die Wärmezufuhr mit Hilfe des Tauchlichtbogenschweißverfahrens variiert wurde. Wie man aus dieser Figur erkennt, kann der mittlere Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone auf höchstens 150 μm beschränkt werden, indem man den mittleren Kristallkorndurchmesser des Grundmaterials auf höchstens 110 μm beschränkt und die Schweißwärmezufuhr auf höchstens 70 kJ/cm beschränkt. Der mittlere Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone ist vorzugsweise so klein wie möglich, und daher ist es besonders bevorzugt, die Schweißwärmezufuhr auf höchstens 50 kJ/cm zu beschränken.
Der mittlere Kristallkorndurchmesser des oben beschriebenen Grundmaterials wurde erhalten, indem man eine Wärmebehandlung bei 900–1100°C während bis zu fünf Stunden während der Normalisierung bei der Herstellung des Grundmaterials durchführte. Je kleiner der mittlere Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone ist, desto besser, und je kleiner der mittlere Kristallkorndurchmesser im Grundmaterial ist, desto kleiner ist auch der mittlere Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone. Um die Beständigkeit gegenüber Wärmebehandlungsrissen weiter zu verbessern, beträgt daher der mittlere Kristallkorndurchmesser des Grundmaterials vorzugsweise höchstens 70 μm und besonders bevorzugt höchstens 45 μm. Um eine Textur mit einem winzigen Kristallkorndurchmesser in diesem Bereich zu erhalten, wird die Wärmebehandlung vorzugsweise unter Tempern bei 720– 800°C, Normalisieren bei 900–1100°C und wiederholtem Tempern bei 720– 800°C durchgeführt.
Die Wirkungen der vorliegenden Erfindung können erhalten werden, wenn die oben beschriebenen Bereiche für Legierungselemente erfüllt werden, aber um die Anfälligkeit für Wärmebehandlungsrisse weiter zu senken, beträgt die Gesamtmenge der unvermeidbaren Verunreinigungen Sn, As, Sb und Pb vorzugsweise höchstens 0,04%. Um die Verarbeitbarkeit in der Hitze zu verbessern und die Anfälligkeit für Wärmebehandlungsrisse aufgrund der Fixierung von 5 weiter zu senken, kann der Stahl auch höchstens 0,02% Ca, höchstens 0,02% Mg und höchstens 0,02% SEM (Seltenerdmetalle) enthalten.
[Beispiele]
Stähle mit den in den Tabellen 1–3 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden hergestellt (sie enthielten Sn, As, Sb und Pb als Verunreinigungen in einer Gesamtmenge von höchstens 0,04%). Heißschmieden, Heißwalzen und Wärmebehandlung wurden durchgeführt, um Stahlplatten mit einer Dicke von 40 mm herzustellen. Die Herstellungsbedingungen wurden so gewählt, dass der mittlere Kristallkorndurchmesser des Grundmaterials ungefähr 30–109 μm betrug. Für die Stähle A7, A10, A18, A19, A23, A27–29, B3, B4, B9 und B15 wurde die Tempertemperatur zum Zeitpunkt der Wärmebehandlung so eingestellt, dass der mittlere Kristallkorndurchmesser erhöht wurde. Die Stähle A1–A4 und A8–A31 sind Beispiele für Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung, während die Stähle A5, A6, A7 und B1–B16 Vergleichsstähle außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung sind.
Aus den erhaltenen Stahlplatten wurden rechteckige flache Platten 1 mit einer Dicke von 40 mm, einer Breite von 50 mm und einer Länge von 100 mm geschnitten, und in jeder Platte 1 wurde in einer der Seiten, die 100 mm messen, eine 30°-Abschrägung mit der in 1 gezeigten Form gebildet. Jede Abschrägung erstreckte sich von der oberen Fläche bis innerhalb ungefähr 1,0 mm von der unteren Fläche der Platte 1. Dann wurden zwei der Platten 1 auf eine Trägerplatte 2 gelegt, die eine Dicke von 80 mm und eine Länge von 200 mm hatte, wobei die Abschrägungen in der in 1 gezeigten Weise aufeinander zu gerichtet sind, so dass sie einen Kanal 5 mit einem Winkel von 60° zwischen den Abschrägungen definieren. Die einander gegenüberliegenden Flächen der Platten 1 waren an den unteren Enden der Abschrägungen leicht voneinander beabstandet, zum Beispiel ungefähr 2,0 mm. Dann wurde jede Platte 1 mit einer Schweißverbindung 3, die sich entlang drei Seiten der Platte 1 erstreckte, an die obere Fläche der Trägerplatte 2 geschweißt, so dass ein mit Einspannung geschweißter Körper 4 entstand. 2a ist eine Draufsicht auf den mit Einspannung geschweißten Körper 4, und 2b ist ein senkrechter Querschnitt davon.
Im Kanal 5 des mit Einspannung geschweißten Körpers 4 wurde ein Schweißmaterial mit der in Tabelle 4 gezeigten chemischen Zusammensetzung verwendet, um eine mehrschichtige Schweißnaht zu bilden, so dass die beiden Platten 1 nach dem TIG-Schweißverfahren (GTAW, Schweißwärmezufuhr ungefähr 18 kJ/cm), dem Lichtbogenschweißverfahren mit abgeschirmtem Metall (SMAW, Schweißwärmezufuhr ungefähr 25 kJ/cm) und dem Tauchlichtbogenschweißverfahren (SAW, Schweißwärmezufuhr ungefähr 50 kJ/cm) miteinander verschweißt wurden.
Tabelle 4
Jedes der Schweißmaterialien lag in Form eines Drahtes mit einem Außendurchmesser von 1,2 mm vor, der mit den üblichen Verfahren der Stahlherstellung, Heißbearbeitung und des Ziehens hergestellt wurde.
Nach dem Schweißen wurde eine Nachschweiß-Wärmebehandlung durch Erhitzen auf 715°C und Halten auf dieser Temperatur während 5 Stunden durchgeführt, und danach wurde ein Querschnitt des geschweißten Teils an 5 Stellen untersucht, und die An- oder Abwesenheit von Rissen in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone wurde untersucht. Stähle, bei denen in keinem der Querschnitte an den 5 Stellen Risse gefunden wurden, wurden als "Untersuchung bestanden" bewertet (in den Tabellen 5–7 durch o angezeigt), und solche, bei denen es auch nur in einem Querschnitt einen Riss gab, wurden als "Untersuchung nicht bestanden" bewertet (durch X angezeigt).
Aus den Testproben, die die Untersuchung auf Risse bestanden hatten, wurden ein Kriechteststück und- ein Schlagzähigkeitsteststück geschnitten. 3 zeigt eines der Kriechteststücke, die so gebildet wurden, dass sich ein geschweißter Teil 6 in der Mitte des parallelen Bereichs des Teststücks befand. Der parallele Bereich hatte einen gleichmäßigen kreisförmigen Querschnitt mit einem Durchmesser von ungefähr 6 mm und einer Länge von ungefähr 30 mm. Ein Kriechtest wurde mit einer Spannung von 196 MPa bei einer Temperatur von 550°C durchgeführt. Die Spannung von 196 MPa ist eine solche Spannung, dass die Lebensdauer des Grundmaterials bis zum Versagen im Kriechtest bei 550°C ungefähr 3000 Stunden beträgt. Teststücke, bei denen die Zeit bis zum Versagen wenigstens 2400 Stunden betrug, bestanden die Untersuchung.
Jedes Schlagzähigkeitsteststück war ein Schlagzähigkeitsteststück Nr. 4, wie es in JIS Z 2202 näher angegeben wird, und wurde so geschnitten, dass sich die durch die Schweißwärme beeinflusste Zone in der Kerbe des Teststücks befand. Der Schlagzähigkeitstest wurde bei 0°C durchgeführt. Teststücke, bei denen die absorbierte Energie wenigstens 40 Joule (J) betrug, bestanden die Untersuchung, und solche, deren absorbierte Energie unterhalb dieses Wertes lag, fielen bei der Untersuchung durch.
Der mittlere Kristallkorndurchmesser des Grundmaterials und der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone wurde gefunden, indem man die Zahl der Kristallkörner pro Längeneinheit innerhalb des Gesichtsfelds (100×) eines Lichtmikroskops bestimmte.
Die Ergebnisse der verschiedenen Tests sind in den Tabellen 5–7 gezeigt. Die Symbole AJ1-AJ4 und AJ12-AJ35 bezeichnen Schweißfugen, die aus den Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet sind, während die Symbole AJ5-AJ11 und BJ1-BJ19 aus den Vergleichsstählen gebildete Schweißfugen bezeichnen.
Die Stähle A1-A31 gemäß der vorliegenden Erfindung hatten jeweils einen Ti-Gehalt von 0,001–0,033% und einen N-Gehalt von weniger als [% Ti] + 5[% B] + 0,004, und sie hatten einen mittleren Kristallkorndurchmesser innerhalb des Bereichs von 33 bis 109 μm. Wie aus Tabelle 5 und Tabelle 6 hervorgeht, wurden daher bei den Schweißfugen AJ1-AJ35 unter Verwendung von Stählen der vorliegenden Erfindung unabhängig vom Schweißverfahren keine Risse in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone nachgewiesen. Außerdem lag die Kriechfestigkeit in einem Bereich für die Zeit bis zum Versagen von 2493–2896 Stunden, und die Charpy-Schlagzähigkeit lag im Bereich von 41–65 Joule, und beides sind befriedigende Werte.
Dagegen betrug der N-Gehalt für den Vergleichsstahl B1 0,018%, was größer war als [%Ti] + 5 [%B] + 0,004. Das heißt, Formel (1) war nicht erfüllt. Wie aus Tabelle 7 hervorgeht, wurden in der Fuge BJ1 als Ergebnis Risse in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone nachgewiesen. Bei dem Vergleichsstahl B2 betrug der mittlere Kristallkorndurchmesser des Grundmaterials 38 μm. Da es jedoch kein Ti enthielt, als es zur Bildung einer Schweißfuge (Fuge BJ2) verwendet wurde, betrug der mittlere Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone 152 μm, und in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone wurden Risse nachgewiesen.
Bei den Vergleichsstählen B3 und B4 hatten die mittleren Kristallkorndurchmesser große Werte von 124 μm und 140 μm. Daher hatten die Schweißfugen BJ3-BJ7 einen großen mittleren Kristallkorndurchmesser in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone von 154–173 μm, und in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone wurden Risse nachgewiesen.
Der Vergleichsstahl B5 hatte einen N-Gehalt von 0,020%, während [% Ti] + 5 [% B] + 0,004 den Betrag 0,019% hatte, und daher erfüllte er Formel (1) nicht. Daher wurden in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone der Schweißfuge BJ8 Risse nachgewiesen.
Der Vergleichsstahl B6 erfüllte die Formel (1), so dass keine Risse gebildet wurden, aber der Ti-Gehalt von 0,053% war zu hoch, so dass bei der Herstellung einer Schweißfuge (Fuge BJ9) die absorbierte Energie im Charpy-Schlagzähigkeitstest einen geringen Wert von nur 11 Joule hatte.
Der Vergleichsstahl B7 enthielt kein Ti und B, und daher wurden für die Fuge BJ10 Risse in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone nachgewiesen.
Die Vergleichsstähle B8-B14 hatten einen höheren N-Gehalt, als er durch [% Ti] + 5 [% B] + 0,004 gegeben ist, so dass sie Formel (1) nicht erfüllten. Daher wurden bei jeder der Fugen BJ11-BJ17 Risse in der durch die Schweißwärme beeinflussten Zone nachgewiesen.
Die Vergleichsstähle B15 und B16 hatten jeweils einen N-Gehalt, der größer war als [% Ti] + 5[% B] + 0,004, und der Ti-Gehalt war geringer als der Wert von 0,001%, der notwendig ist, um einen Pinning-Effekt zu zeigen. Dementsprechend wurden bei jeder der Fugen BJ18 und BJ19 Riss nachgewiesen.
Wie aus den oben beschriebenen Testergebnissen hervorgeht, kann der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung aufgrund des chemischen Gehalts und des kleinen mittleren Kristallkorndurchmessers des Stahls geschweißt werden, ohne dass sich Schweißwärmebehandlungsrisse bilden, wobei Schweißfugen mit guter Kriechfestigkeit und guter Schlagzähigkeit entstehen.

Claims

Hochfester, niedriglegierter, wärmebeständiger Stahl mit einem mittleren Kristallkorndurchmesser von höchstens 110 μm, der folgendes umfasst, in Massen-%: C: 0,03–0,15% Mn: höchstens 2% S: höchstens 0,03% Cu: wenigstens 0,01%, aber weniger als 0,1% V: 0,1–0,3% % Mo: 0,05–0,35% Ti: 0,001–0,05% Al: höchstens 0,1% N: in einer Menge, die der Formel (1) genügt Si: höchstens 1% P: höchstens 0,03% Ni: höchstens 0,5% Cr: 1,8–2,8% Nb: 0,01–0,08 W: 1,2–1,8% B: 0–0,02% O: höchstens 0,1% [%N] ≤ [%Ti] + 5[%B] + 0,004 (1)und als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
Hochfester, niedriglegierter, wärmebeständiger Stahl gemäß Anspruch 1 mit weniger als 0,35 Massen-% Mn.
Hochfester, niedriglegierter, wärmebeständiger Stahl gemäß Anspruch 1 mit weniger als 0,05 Massen-% Cu und weniger als 0,30 Massen-% Mn.
Hochfester, niedriglegierter, wärmebeständiger Stahl gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3 mit mehr als 0,005 Massen-% und höchstens 0,01 Massen-% N und 0,001–0,04 Massen-% Ti.
Hochfester, niedriglegierter, wärmebeständiger Stahl gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4 mit 0,002 bis 0,006 Massen-% B.