DE1558635B2

DE1558635B2 - Hochfester stabilaustenitischer korrosionsbeständiger Stahl zur Herstellung von Verdampferrohren und Überhitzerrohren

Info

Publication number: DE1558635B2
Application number: DE19671558635
Authority: DE
Inventors: Eiji Nishinomiya Hyogo; Yukitoshi Teruo Matsubar.a Osaka; Miyoshi (Japan)
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1966-02-10
Filing date: 1967-02-03
Publication date: 1970-06-18
Also published as: US3533780A; SE313190B; GB1120369A; DE1558635A1

Description

Die Erfindung betrifft einen stabilaustenitischen korrosionsbeständigen Stahl, der als Werkstoff zur Herstellung von Verdampferrohren, die bei hohen Temperaturen, und Drücken verwendet werden, geeignet ist, insbesondere für Überhitzerrohre für Verdampfer mit überkritischem Druck.

An Werkstoffe, die zur Herstellung derartiger Rohre verwendet werden, sind im allgemeinen folgende Anforderungen zu stellen:

1. Hohe Zeitstandfestigkeit;

2. hohe Gefügestabilität auch bei Langzeitbeanspruchung;

3. gute Schweißbarkeit;

4. gute Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit;

5. gute Verformbarkeit.

Stabilaustenitische korrosionsbeständige Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung enthalten:

0,01	bis	0,20%	Kohlenstoff,
ο,ι	bis	1,0%	Silizium,
ο,ι	bis	4,0%	Mangan,
0,05	bis	0,15%	Phosphor,
12,0	bis	18,0%	Chrom,
12,0	bis	20,0%	Nickel,
0,5	bis	2,5%	Molybdän,
0,1	bis	2,0%	Niob,
0,001	bis	0,05%	Bor,

Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten
unreinigungen außer Stickstoff.

VerDie bisher für die Herstellung von Verdampfern verwendeten bekannten austenitischen hitzebeständigen Stähle umfassen die folgenden Legierungsgruppen:

1. 18-8-Cr-Ni-Stähle;

2. Stähle der	Gruppe "X	Kohlenstoff,	0,12 %	folgender Richtzusammen-
folgender Ί	: 8 Cr Ni Mo V Nb 16 13	Silizium,	0,75%
bis	Zusammensetzung:	Mangan,	0,50%	Kohlenstoff,
0,30 bis	0,10%	Chrom,	0,02%	Mangan,
1,0 bis	0,60%	Nickel,	0,015%	Silizium,
15,5 bis	1,5%	Molybdän,	16,0%	Phosphor,
12,5 bis	17,5%	Vanadium,	14,0%	Schwefel,
1,1 bis	14,5%	Stickstoff,	2,5%	Chrom,
0,60 bis	1,5%	) · %C, jedoch weniger als 10 · %C + 0,4,	3,0%	Nickel,
	0,85%	,2% Niob	0,45%	Molybdän,
mehr als IC	0,10%	3. 17-14-Cu-Mo-Stähle	0,25%	Kupfer,
maximal 1	setzung:	Rest	Niob,
		Titan,
	Eisen.

maximal	bis	0,75%	Silizium,	bis	0,15%	Kohlenstoff,
14,75	bis	16,50%	Chrom,	bis	1,0%	Silizium,
13,50	bis	16,50%	Nickel,	bis	7,0%	Mangan,
1,25	bis	1,85%	Molybdän,	bis	11,0%	Nickel,
1,00	bis	1,85%	Wolfram,	bis	16,0%	Chrom,
0,80	maximal	1,30%	Niob + Tantal,	bis	1,2%	Molybdän,
Rest	0,15%	Stickstoff,	bis	0,40%	Vanadium,
		Eisen.	bis	1,25%	Niob,
Cr-Ni-Mn-Stähle folgender Zusamm		0,009%	ι Bor,
maximal		Eisen.
0,2
5,5
9,0
14,0
0,8
0,15
0,75
0,003
Rest

4. 15-15-N-Stähle folgender Zusammensetzung:

maximal 0,15% Kohlenstoff,

maximal 2,0% Mangan,

maximal 0,030% Schwefel,

maximal 0,040% Phosphor,

. Auch andere Stähle wurden für den genannten Zweck als brauchbar betrachtet. Die bekannten Stähle haben jedoch sämtlich eine niedrigere Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen als die erfindungsgemäß zusammengesetzten Stähle. Andere bekannte Sonderstähle erreichen zwar hohe Warmfestigkeiten, enthalten jedoch teure Legierungselemente, wie Kobalt usw. in verhältnismäßig großen Mengen, wodurch die Kosten stark angehoben werden.

Bei einem weiteren für die Herstellung von Rohren bekannten austenitischen Stahl wird die Warmfestigkeit durcch Ausscheidungshärtung mittels Phosphorzusatz angehoben, und die Zähigkeit und Zeitstandfestigkeit (Kriech-Bruchfestigkeit) bei hohen Temperaturen wird durch Zusatz von Bor noch weiter verbessert. Solche Stähle enthalten beträchtliche Mengen an Ausscheidungen, wie Karbiden und Nitriden, da die Ausscheidungshärtung durch Zusätze, insbesondere von Stickstoff, zum Stahl erzielt wird. Es ist unerwünscht, solche Stähle als Werkstoff für Verdampferrohre zu verwenden, da ihre Korrosionsbeständigkeit erheblich verringert ist. Hinzu kommt, daß derartige Stähle eine schlechtere Bearbeitbarkeit bei der Herstellung von Rohren sowie wegen ihrer Hätre schlechte Biege- und Schweißeigenschaften aufweisen, so daß sie, selbst wenn sie im Hinblick auf die Verwendung mancher Rohre wünschenwerte Eigenschaften aufweisen sollten, für die Herstellung von Verdampferrohren nicht in Frage kommen. Es stellt sich daher die Aufgabe, einen Stahl für die Herstellung von Verdampferrohren anzugeben, der die zahlreichen oben angegebenen Anforderungen erfüllt und der darüber hinaus eine verbesserte Kriech-Bruchfestigkeit aufweist.

In vieljährigem Studium wurde von den Erfindern

festgestellt, daß es möglich ist, einen legierten Stahl mit rein austenitischem stabilem Gefüge und geringer Neigung zu Ausscheidungen selbst bei langzeitiger Beanspruchung bei hohen Temperaturen herzustellen, der hohe Kriech-Bruchfestigkeit und geringen Preis in sich vereint.

Der erfindungsgemäße Stahl wird aus einem hitzebeständigen austenitischen Stahl, der die Elemente Chrom, Nickel und Molybdän enthält, sowie einige weitere Zusätze, die im folgenden aufgezählt werden, dadurch erhalten, daß eine auf den Kohlenstoffgehalt abgestimmte Niobmenge zugefügt wird, die die Aus-

scheidung von Chromkarbid verhindert, wodurch der Ausgangsstahl hauptsächlich in seiner Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion und in seiner Warmfestigkeit verbessert wird. Eine weitere beträchtliche Erhöhung der Warmfestigkeit des mit Niob legierten Stahls wird durch Zusatz von Bor in sehr kleinen Mengen zusammen mit solchen Mengen von Phosphor erzielt, die eine Erhöhung der Festigkeit der Grundmasse bewirken.

Aus dem Vorstehenden ist zu erkennen, daß der erfindungsgemäße Stahl dadurch ausgezeichnet ist, daß er seine hohe Warmfestigkeit ohne die Ausscheidungen erhält, die zu diesem Zweck bei den bekannten Stählen bewirkt werden müssen.

F i g. 1 der Zeichnung zeigt Dauerstandskurven von Stählen der erfindungsgemäßen und von Stählen bekannter Zusammensetzung;

F i g. 2 zeigt den Einfluß eines jeden Legierungselementes, das zusammen mit Bor dem Ausgangsstahl zugesetzt wurde, auf die Kriech-Bruchfestigkeit;

F i g. 3 zeigt das Gefüge von erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen im Vergleich zu bekannten und »ähnlich zusammengesetzten« Stählen in 500facher Vergrößerung.

Die erfindungsgemäßen Stähle können an Hand der im folgenden beschriebenen Versuche und der dabei erhaltenen Resultate besser verstanden werden.

Die in Tabelle 1 angeführten erfindungsgemäßen Stähle A und B sowie die bekannten Stähle C, D, E, F und G wurden bei 700⁰C geprüft, um die Abhängigkeit der aufgebrachten Belastung und der Zeit, die bis zum Bruch verstreicht, zu ermitteln. Die Ergebnisse sind in F i g. 1 graphisch dargestellt. Zusätzlich sind in Tabelle 2 die Bruchfestigkeitswerte aller in Tabelle 1 aufgeführten Stähle angegeben, nachdem diese 10000 Stunden bei 700⁰C geglüht worden sind.

Tabelle

Stahl	Ele ment	C	Si	Mn	P	Cr	Ni	Mo	Nb	B	V	Zr	W	Co	Bemerkungen
Erfindungs	A	0,02	0,59	2,80	0,092	13,89	13,72	1,56	0,45	0,008
gemäße Stähle	B	0,08	0,50	2,72	0,093	15,74	14,02	1,62	1,17	0,008
	1	0,12	0,51	1,46	0,144	13,63	16,47	1,47	0,94	0,008					/ 0,008 bis 0,012% B \ 0,05 bis 0,15 % P
	2	0,08	0,55	1,43	0,091	13,50	16,21	1,38	0,98	0,015					/ Mehr als 0,012% B \ 0,05 bis 0,15 % P
	3	0,09	0,52	1,45	0,132	13,48	16,35	1,42	1,03	0,014					/ Mehr als 0,012% B \ 0,12 bis 0,15% P
	4	0,12	0,53	1,41	0,081	13,34	16,10	1,35	1,61	0,006					0,10 bis 0,20% C
	5	0,10	0,55	1,45	0,094	13,80	16,50	2,10	0,87	0,008					2,0 bis 2,5 % Mo
	6	0,12	0,50	1,47	0,088	13,75	16,62	1,35	1,10	0,005
»Ähnlicher Stahl«	C	0,08	0,74	2,87	0,010	19,67	14,89	1,53	0,95	0,014
Bekannte Stähle	D	0,10	0,50	6,00	—	15,0	10,0	1,0	1,0	0,007 0,009	0,25
	E	0,06	0,71	1,74	0,027	17,35	13,26	2,41	—	—	—	—	0,03
	F	0,12	0,47	1,45	0,014	20,50	17,16	2,70	1,05	—	—	—	0,12	2,88	19,12
	G	0,13	0,48	1,21	0,148	18,05	12,03	2,05	—	0,048	—	—	0,06

Tabelle 2

QtQ hl	Bruchfestigkeit in kg/mm²
OLaXIl	nach 10 000 Stunden bei 700° C
A	16,2
B	16,0
1	16,0
2	15,8
3	16,3
4	14,8
5	15,8
6	15,0
D	10,2
E	6,5
F	12,1

Aus F i g. 1 und Tabelle 2 ist zu erkennen, daß die erfindungsgemäß zusammengesetzten Stähle eine wesentlich höhere Kriech-Bruchfestigkeit von wenigstens 14,8 kg/mm² nach einer Behandlung von 10000 Stunden bei 700 ° C aufweisen, als die bekannten Stähle.
Tabelle 3 zeigt außer den Kerbschlagwerten für die erfindungsgemäß zusammengesetzten Stähle A und B sowie für die bekannten Stähle C und D, wie sie in Tabelle 1 aufgeführt sind und die nach einfachem Lösungsglühen erhalten worden sind, auch noch die Werte für die gleichen Stähle, nachdem diese im Anschluß an die Lösungsglühbehandlung 3000 Stunden auf 750⁰C erhitzt und sodann in Wasser abgeschreckt worden sind. Die in Tabelle 3 aufgeführten Kerbschlagwerte stellen ein Kriterium für die Gefügestabijität dar, die bei der späteren Langzeitbelastung des Stahls erwartet werden kann. Sie lassen erkennen, daß die erfindungsgemäßen. Stühle sowohl hinsichtlich der Temperatur wie auch hinsichtlich der Belastungszeit überlegene Stabilitätseigenschaften aufweisen.

Tabelle 3

Stahl

A
B
C
D

Kerbschlagwert (kg-m/cm²)

lösungsgeglüht

24,9
19,2
20,8
15,2

lösungsgeglüht
+ 3000 Std. 700°C/Wasser

10,1
8,1
0,4
6,0

Im folgenden sollen die Gründe aufgeführt werden, weshalb die Mengen der bei der Herstellung der erfindungsgemäßen Stähle zugesetzten zusätzlichen Legierungskomponenten auf die jeweils angegebenen Grenzen beschränkt werden müssen.

F i g. 2 zeigt den Einfluß der Elemente Zr, V, Mn, P oder N, wenn diese zusammen mit Bor zu dem als Ausgangsstahl verwendeten Cr-Ni-Mo-Nb-Stahl hinzugefügt werden auf die Kriech-Zerreißfestigkeit des borhaltigen Ausgangsstahls. Auf der Abszisse dieser Figur sind die Gehalte der jeweils zusammen mit Bor dem Ausgangsstahl zugesetzten Elemente aufgetragen, und auf der Ordinate ist das Verhältnis der Zeit, die bis zum Bruch bei 700° C vergeht (Belastung 18 kg/mm²) jeweils für den borhaltigen Ausgangsstahl mit einem der zugesetzten Elemente zur Bruchzeit für den borhaltigen Ausgangsstahl ohne weitere Zusätze aufgetragen.

Aus F i g. 2 geht hervor, daß Phosphor das einzige Legierungselement ist, das die Kriech-Bruchfestigkeit anhebt, wenn es zusammen mit Bor dem Ausgangsstahl zugesetzt wird. Der Einfluß der gleichzeitig im Stahl anwesenden Elemente Phosphor und Bor ist groß. Die übrigen untersuchten Elemente zeigen die entgegengesetzte Wirkung. Sie erniedrigen die Kriechfestigkeit des Stahls. Dies ist insbesondere bei Stickstoff der Fall. Die erfindungsgemäßen Stähle sind daher wesentlich dadurch gekennzeichnet, daß sie keinen Stickstoff enthalten.

Bor wirkt insbesondere dann erhöhend auf die Kriechfestigkeit des Ausgangsstahls, wenn es in sehr kleinen Mengen anwesend ist. Sinken die Mengen jedoch unter 0,001 %, so läßt die Wirkung nach. Größere Mengen als 0,05% verschlechtern die Schweißbarkeit. Dies bedeutet, daß der Zusatz von Bor in den zuletzt genannten Mengen nicht erwünscht ist. Weiter ist zu beachten, daß der Zusatz von Bor in kleineren Mengen als 0,005 % nur wenig Einfluß auf die Erhöhung der Hochtemperatur-Zähigkeit hat und daß bereits Mengen von mehr als 0,012 % die Schweißbarkeit geringfügig verschlechtern.

Phosphor ist in der Hauptsache in Form einer festen Lösung in der Grundmasse enthalten, wobei es die Festigkeit der Grundmasse erhöht. Die Wirksamkeit des Phosphors ist allerdings weniger beachtlich, wenn der Gehalt unter 0,05 % beträgt. Phosphorgehalte über 0,15 °/o erhöhen die Neigung des Chromkarbids zur Ausscheidung, zerstören die plastische Verformbarkeit, erhöhen die Schwierigkeiten bei der Rohrfertigung und verschlechtern die Biegbarkeit des Stahls. Selbst Gehalte von mehr als 0,12 % Phosphor setzen bereits die Beständigkeit des Stahls gegen Spannungskorrosion herab.

Kohlenstoff beeinflußt die Stahleigenschaften durch Bildung von Karbiden. Stähle mit hohen C-Gehalten sind am Platz, wo hohe Kurzzeit-Zerreißfestigkeiten gefordert werden. Außerdem erhöht Kohlenstoff die Karbidausscheidungen, woduch der Stahl versprödet und die Korrosionsbeständigkeit erniedrigt wird, wenn höhere C-Gehalte als 0,20% vorliegen. Ein C niedriggekohlter Stahl ist dementsprechend erwünscht, wenn ein hochstabiler Stahl mit geringer Neigung zu Karbidausscheidungen über lange Zeit gefordert wird, obigeich derartige niedriggekohlte Stähle, deren C-Gehalte unter 0,01% liegen, nur unbefriedigende

ίο Festigkeitseigenschaften aufweisen und schwierig herzustellen sind. Kohlenstoffzusätze von mehr als 0,1 % ergeben Stähle, die zu Karbidausscheidungen und unstabilem Gefüge neigen.
Niob wirkt nicht nur bezüglich der Ausscheidung von Chromkarbid vorbeugend, sondern es erhöht auch stark die Hochtemperaturfestigkeit (Warmfestigkeit) des Stahls. Die zuzusetzenden Gehalte hängen vom Kohlenstoffgehalt der Grundmasse ab, und sie sollten etwa gleich dem lOfachen C-Gehalt, beim erfmdungsgemäßen Stahl also 0,1 bis 2,0% sein. Hierbei ist aber zu beachten, daß Niobzusätze von mehr als 1,5% die Bildung intermetallischer Verbindungen verursachen, wodurch das Gefüge unstabil wird.

Molybdän erhöht als in der Grundmasse gelöstes Atom die Festigkeit. Es wirkt allerdings in geringerem Maße, wenn es in Gehalten von weniger als 0,5 % vorhanden ist, und es fördert die Ferritbildung und bildet mit den anderen Elementen intermetallische Verbindungen, die den Stahl bei Langzeiterwärmung auf höhere Temperaturen verspröden, sofern das Element in Gehalten über 2,5% vorhanden ist. Solche Versprödungen sind natürlich unerwünscht. Weiter ist zu beachten, daß schon bei Mo-Gehalten über 2,0% die Bildung intermetallischer Verbindungen gefördert sowie die Entstehung eines unstabilen Gefüges begünstigt wird.

Ein Zusatz von mehr als 16 % Nickel läßt die Warmfestigkeit des Stahls nicht mehr nennenswert ansteigen, jedenfalls nicht in dem Maße, wie es im Hinblick auf die durch den Zusatz erhöhten Kosten erwünscht wäre. Gehalte von weniger als 0,01 % Zr und weniger als 0,1 % V sind im Hinblick auf die Erhöhung der Warmfestigkeit und der Zähigkeit nur wenig wirkungsvoll. Im Hinblick auf die steigenden Produktionskosten wird durch den Zusatz von mehr als 0,05% Zr und mehr als 0,5% V ebenfalls nichts gewonnen.

In F i g. 3 sind Mikrophotographien (Vergrößerung 500facli) der Gefüge der Stähle A und B und des ähnlich zusammengesetzten Stahles C, wie sie in Tabelle 1 aufgeführt sind, wiedergegeben, und zwar nach folgender Behandlung: Lösungsglühen 1 Stunde 1200⁰C, anschließend 3000 Stunden 750° C und Abschrecken in Wasser. In dieser Figur bedeuten die Ziffern (1), (2) und (3) jeweils die Stähle A, B und C.

Wie bereits betont, ist es erforderlich, daß Stähle für die Herstellung von Verdampferrohren ein stabiles Gefüge aufweisen, dessen Zähigkeit auch bei lang dauernder Verwendung bei hohen Temperaturen nicht absinkt. Wie im folgenden gezeigt wird, genügt der erfindungsgemäße Stahl dieser Forderung vollauf.

Aus den Bildern (1) und (2) der F i g. 3 geht hervor, daß sich das Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls nach der Langzeitglühung kaum von demjenigen vor der Langzeitglühung unterscheidet. Dies beweist, daß das Gefüge weitgehend stabil ist. Der in Bild (1) der F i g. 3 gezeigte Stahl A weist mit seinem C-Gehalt von 0,02 % nur sehr wenig Ausscheidungen auf, und er zeigt eine befriedigende Zähigkeit, wie der Kerb-

schlagwert von 8 bis 10 kg-m/cm² in Tabelle 3 zeigt. Andererseits zeigt der ähnlich zusammengesetzte Stahl C — dargestellt in Bild (3) der F i g. 3 — ein Gefüge, in dem eine große Menge intermetallischer Verbindungen an den Korngrenzen und innerhalb des Kornes ausgeschieden ist. Dieser Stahl zeigt einen bemerkenswerten Abfall der Zähigkeit, der sich in einem Kerbschlagwert von weniger als 1 kg-m/cm² ausdrückt, wie aus Tabelle 3 hervorgeht. Es ist einleuchtend, daß der Stahl C, der im lösungsgeglühten Zustand ein rein austenitisches Gefüge hatte, infolge der Ausscheidung von intermetallischen Verbindungen, wie Sigma-Phase bei der Langzeitglühung wegen seines Gehaltes von 20 % Cr und 14 % Ni beinahe völlig in Ferrit umgewandelt wurde.

Der erfindungsgemäße Stahl sollte daher Chrom in Mengen von 12 bis 18 % und Nickel in Mengen von 12 bis 20% enthalten, um sicherzustellen, daß er eine hinreichende Korrosionsbeständigkeit, Oxydationsbeständigkeit (Zunderfestigkeit) sowie unveränderte Zähigkeit auch nach langzeitigem Gebrauch hat. Der Stahl sollte desgleichen Silizium als Desoxydationsmittel in Mengen von 0,1 bis 1,0 % enthalten. Diese Mengen können ohne Festigkeitsverlust zugesetzt werden.

Weiter kann der Stahl Mangan in Mengen von 0,1 bis 4,0% enthalten. Mangan wirkt wie Silizium als Desoxydationsmittel und verbessert die Bearbeitbarkeit des Stahls. In diesem Zusammenhang sollte erwähnt werden, daß größere Mangangehalte als 4,0% vermieden werden sollten, da sie die Festigkeit des Stahls merklich erniedrigen.

Wie bereits einleitend betont, kann der erfindungsgemäße Stahl, der nicht nur als Werkstoff für die Herstellung von Verdampferrohren verwendet werden kann, sondern überhaupt als Werkstoff mit hoher Kriech-Bruchfestigkeit und hoher Korrosionsbeständigkeit bei erhöhten Temperaturen, ohne Verwendung von teuren Legierungselementen mit verhältnismäßig geringen Kosten erzeugt werden. Die Verwendung dieses Stahls macht es möglich, Verdampferrohre mit geringerer Wandstärke und daher geringerem Gewicht und kleinerem Preis herzustellen, und es können Verdampfer gebaut werden, die bei höherer Temperatur und mit höherem Druck arbeiten. Es wird dies wesentlieh zur Verbreitung von Verdampfern mit überkritischem Druck beitragen.

Claims

Patentansprüche:

1. Stabilausteni tischer korrosionsbeständiger Stahl mit hoher Warmfestigkeit und hoher Dauerstandsfestigkeit bei hohen Temperaturen, insbesondere zur Herstellung von Verdampfer- und Überhitzerrohren, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung:

0,001 bis

0,1 bis

0,05 bis

0,001 bis
12,0 bis 18,0%
12,0 bis 20,0%

0,5 bis 2,5%

0,1 bis 2,0%

0,20% Kohlenstoff,
1,0% Silizium,
4,0 % Mangan,
0,15% Phosphor,
0,05% Bor,

Chrom,

Nickel,

Molybdän,

Niob,

Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen.

2. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Borgehalt 0,005 bis 0,012% beträgt.

3. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Phosphorgehalt 0,05 bis 0,12% beträgt.

4. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Niobgehalt 0,1 bis 1,5% beträgt.

5. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Phosphorgehalt 0,05 bis 0,12%, der Borgehalt 0,005 bis 0,012% und der Niobgehalt 0,1 bis 1,5% beträgt.

6. Stahl nach wenigstens einem der voraufgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt 0,01 bis 0,1 % beträgt.

7. Stahl nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt 0,01 bis 0,1 %, der Phosphorgehalt 0,05 bis 0,12%, der Nickelgehalt 12,0 bis 16,0 % und der Molybdängehalt 0,5 bis 2,5 % beträgt.

8. Stahl nach wenigstens einem der voraufgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß zusätzlich 0,01 bis 0,05% Zirkonium vorhanden ist.

9. Stahl nach wenigstens einem der voraufgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß zusätzlich 0,1 bis 0,5% Vanadium vorhanden ist.

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen 009 525/194