DE8703670U1

DE8703670U1 - Ventil für normal saugende sowie aufgeladene Benzin- und Dieselkraftmaschinen sowie Turbinenaggregate

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Publication number: DE8703670U1
Application number: DE8703670U
Authority: DE
Original assignee: Centro Sviluppo Materiali SpA
Current assignee: Centro Sviluppo Materiali SpA
Priority date: 1986-03-17
Filing date: 1987-03-11
Publication date: 1988-03-17
Also published as: USRE33753E; LU86807A1; DE3707871A1; AU7009187A; DD255551A5; KR870009049A; SE8701080L; GB2188063B; IT1219414B; YU44942B; JPS62227068A; NL8700634A; US4824636A; PT84500A; YU130488A; ZA871718B; FR2595717B1; GB2188063A; IT8647782A0; ES2004696A6

Description

U j ^< ·

Die Erfindung betrifft einVVentil für normal saugende sowie aufgeladene Benzin- und Dieselkraftmasdhinen sowie Turbinenaggregate.^⁷

Deren hochtemperaturfeste und korrosionsbeständige Teile bestehen aus einem austenitischen Stahl mit verbesserter Hochtemperaturfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit. Bekanntlich lassen sich austenitische

IQ Stähle charakterisieren durch entweder sehr niedrige Kickelgehältö {die 2 Gew.-&idigr; nicht überschreiten) - wie in der GB-PS 1 108 384 beschrieben - oder dadurch, daß sie überhaupt keinen Nickel (GB-PS 834 218) enthalten. Diese Stähle haben jedoch schlechte Hochtemperatureigen^

^5 schäften, da sie in gewissem Maße heiß-spröde sind, insbesondere jedoch wegen ihrer geringen Beständigkeit gegan Hochtemperaturoxidation und -sulfidierung. Auch sind Stähle mit einem hohen Ni Gehalt (zwischen 2 und 10 Gew.-%) bekannt, wie sie im Handel unter der Bezeichnung

on EMS 235 erhältlich sind, welche, obwohl sie eine bessere Oxidations- und SuIfidierungsbeständigkeit als die oben genannten haben, über schlechtes Hochtemperaturkriechverhalten verfügen.
Verbesserungen solcher Eigenschaften wurden erhalten,

ok indem man die oben genannten Legierungen durch Zugabe weiterer Elemente,wie Mo oder W oder andere beispielsweise, modifizierte.Von besonderer Bedeutung in dieser Hinsicht ist die US-PS 3 969 109, bei der eine Stahlzusammensetzung beschrieben ist, die hauptsächlich C, Mn, Cr, Ni und N

OQ enthält, der wenigstens eines oder mehrerer der folgenden Elemente gegebenenfalls zugegeben werden können: Mo bis zu 4 Gew.-%, W bis zu 3 Gew.-% und Nb und/oder V bis zu 2 Gew.-

Von den in dieser Patentschrift erörterten Legierungen _g5 enthalten jedoch die mit den besten Eigenschaften keines dieser wünschenswerten Elemente. Im übrigen ist die eine untersuchte Legierung, die mehr als eines dieser Elemente enthält, schlechter als andere, was Hochtemperaturoxidierung und SuIfidierungsverhalten angeht.

Darüber kann keiner dieser modifizierten Stähle eine Langzeitkonstanz hinsichtlich Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit sicherstellen, insbesondere bei Temperaturen über 450¹C, da die Bildung der o- Phase möglich ist, wodurch die Härte und Verschleißbeständigkeit des Stahls erhöht, seine Duktilität, Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit jedoeh abgesenkt wird.

Es wird auch für diese Stähle möglich, das Gefüge mit der Doppelphase Austenit-Martensit oder Austenit-Ferrit im solubilisierten oder gealterten Zustand vorliegen. Solche Doppelphasengefüge sind schädlich, wenn sie im gelösten Zustand vorliegen, da sie die Warmbearbeitbarkeit des Stahls vermindern. Wenn solche Doppelphasengefüge i_m gelösten und gealterten Zustand vorliegen, beeinträchtigen sie die mechanischen Eigenschaften des Stahls.

Als Konsequenz werden austenitische Stähle mit günstigeren Eigenschaften, insbesondere für Hochtemperaturanwendungen, benötigt. Da Temperaturen von 800-900⁰C und gegebenenfalls sehr hohe Temperaturgradienten, beispielsweise von 150⁰C, in den modernen Ingenieuranwendungsfällen vorhanden sein können, müssen die Stähle gute mechanische Eigenschaften, kombiniert mit besserer Korrosionsbeständigkeit, insbesondere bei hohen Temperaturen, haben. Sie müssen auch bei vernünftigem Preis herstellbar sein. Es war darüber hinaus wichtig, daß diese Stähle konstant über die Zeit die verbesserten Eigenschaften beibehalten, damit ihre Nutzlebensdauer unter solchen Bedingungen verlängert wird.

Überraschend hat sich herausgestellt, daß das gleichzeitige Vorhandensein von V, Nb und Mo in spezifischen wohl definierten Mengen es ermöglicht, einen Legierungsstahl herzustellen, der keinen der oben genannten Nachteile zeitigt. 35

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen austenitischen Stahl anzugeben, der, aufgrund des gleichseitigen Vorhandenseins von Mo, V and Nb in wohl definiertem Konzentrationsbereich und zusammen mit geeigneten Eigenschaften von C und N über gute mechanische Eigenschaften und auch über eine exzeptionelle Beständigkeit gegen Hochtemperaturkorrosion, selbst bis zu 85Ü°C und darüber, verfügt*

Eine andere Aufgabe nach der Erfindung ist es, einen Stahl JU fiiic. VeznüfifLiyen Ffouukc.iufiSkusc.en äüfyrüfiu uöf kleinen Menge der darin befindlichen teuren Elemente anzugeben.

Weiterhin soll ein Stahl geschaffen werden, der die genannten verbesserten Eigenschaften fast konstant über einen beachtliehen Zeitraum aufcecht erhält und so eine lange Nutzlebensdauer für hieraus hergestellte mechanische Teile sicherstellt.

Auch soll die Solubilisierungs- und Alterungsbehandlung für den Stahl nach der Erfindung gesichert werden, so daß seine verbesserten Eigenschaften voll ausgenutzt werden können.

Ein diese Aufgabe erfüllender Stahl nach der Erfindung zeichnet sich aus durch eine Zusammensetzung (in Gew.-%), die die folgenden Elemente umfaßt:

0,40	0,65	Kohlenstoff
0,35	0,60	Stickstoff
2,0	3,0	Mangan
22,0	24,0	Chrom
7,5	8,5	Nickel
0,7	1,3	Molybdän
0,6	1,2	Vanadium
0,7	1,5	Niob
bis zu	0,3	Silizium
bis zu	0,03	Schwefel
bis zu	0,025	Phosphor

Eisen und Verunreinigungen bis 100.

Eine bevorzugte Zusammensetzung(in Gew.-%) für den Stahl nach der Erfindung umfaßt die folgenden Elementes

0,59 0,45

I ²'°

J 22,0

7,5 0,8

in 0.8

J. \J

0,8

0,63	Kohlenstoff
0,60	Stickstoff
3,0	Mangan
24,0	Chrom
8,5	Nickel
IfI	Molybdän
IfI	Vanadium
1,2	Niob
0,3	Silizium
0,03	Schwefel
0,025	Phosphor

■^5 Eisen und Verunreinigungen, zusammen 100*

Die Zusammensetzung des Stahls nach der Erfindung zeichnet sich aus durch ein spezifisches Verhältnis unter den Konstitutionselementen. Insbesondere zeichnet er sich aus durch das gleichzeitige Vorhandensein in definierten Mengen von Mo, V und Nb, die durch ein spezifisches Verhältnis zu der in der Legierung vorhandenen Menge von C und N verknüpft sind. Dieses spezifische Verhältnis wird ausgedrückt durch die folgenden mathematischen Beziehungen, wo die Elemente ausgedrückt werden in Bruchteilen von Atomzahlen:

A) ^-±-§ = 0,25 - 0,45

B) N/C = 0,6 - 1,1

on

C) V/Nb = 0,5 - 2,0

D) Mo/C = 0,15-0,25.

Es hat sich herausgestellt, daß das gleichzeitige Vorhanden-&ldquor;g sein von Mo, V und Nb in spezifischen Mengen die mechanischen Eigenschaften des Stahls, wie Härte und Kriechwiderstand, bei niedrigen und hohen Temperaturen beispielsweise verbessert. Verbessert wird auch die Korrosionsbeständigkeit

in oxydierenden und sulphurierenden Atmosphären bei hohen
Temperaturen (etwa 800-900⁰C und darüber).

Darüber hinaus führt das spezifische Verhältnis, welches
C und N mit den drei Elementen (Mo, V und Nb) verknüpft,
zu einem Stahl, dessen verbesserte Eigenschaften fast
konstant über einen langen Zeitraum unter Betriebsbedingungen
bleiben. Die Zusammensetzung des Stahls nach der Erfindung
wird ausgeglichen, um den Beitrag jedes Elements zur Legierung zu erhöhen, so daß die dazwischen auftretenden

Wechselwirkungen, die jedoch immer schwierig vorhersehbar
sind, die Gesamteigenschaften des betreffenden Stahls
verbessern können.

Um die Schwierigkeit einer a priori Vorhersage des Verhaltens einer Legierung zu erläutern, kann die US-PS 3 969 109
erwähnt werden, bei der eine mögliche nicht spezifische
Zugabe einiger Elemente, gewählt aus Mo, V, Nb und W,
zur Legierung des Anspruchs 1 ihr Hochtemperaturverhalten

iⁿ oxidierenden und sulphidierenden Atmosphären verschlechterte | (siehe Tabelle II der genannten Patentschrift). Es wurde § liier gefunden, daß die oben genannten Elemente in geeigneter |^! Weise sich kombinieren lassen, so daß nicht nur die mecha- i nischen Eigenschaften, verglichen mit der bekannten Zusammen- j!

2g set^ung, verbessert werden, sondern auch das Verhalten |

der Legierung in aggressiver Umgebung unter hohen Temperaturen \ verbessert wird, selbst unter langen Betriebsbedingungen. '

V, Nb und Mo wurden kombiniert, so daß innerhalb der durch [ QQ die mathematischen gegebenen Beziehungen hinsichtlich der

Konzentrationsgrenzen keine Doppelphasenge füge in der Le- !

gierung weder in solubilisiertem noch in solubilisiertem und &iacgr; gealtertem Zustand auftreten. Der Stahl nach der Erfindung

läßt sich warm bearbeiten; die schädlichen Doppelphasenge- I

g,- füge werden vermieden, weiche durch anisotropes Verhalten |

bei der warmen Deformation und durch eine Tendenz sich aus- t

zeichnen, Mirkorisse! und innere Defekte zu bilden. Der I Härtungseffekt resultiert auüs einer spezifischen Volumen-

fraktion von Nb und V Karbiden und einer Mo Fraktion., die im festen Zustand vorhanden ist, so daß die Duktilität des Materials nicht abnimmt.

Die so erhaltene Zusammensetzung führt nicht in die O-' Phase, so daß der Stahl nach der Erfindung über lange Zeiträume unter Hochtemperaturbetriebsbedingungen, wie bereits erwähnt, stabil ist. Erfindungsgemäß ist es zusätzlich v\ einer sorgfältigen ausgewählten Zusammensetzung sehr wichtig, eine geeignete spezifische Solubilisierungs- und Alterungsbehandlung zu wählen, welche die beste MikroStruktur für die Betriebsanforderungen des Stahls sicherstellt. Die Solubilisierungsbehandl'ing wird bei einer Temperatur zwischen 1130 und 1230⁰C 0,2 bis 3 Stunden lang durchgeführt, die

Iß höchsten Behandlungstemperaturen benötigten die unteren Zeitgrenzen des angegebenen Bereichs, während die längeren Zeiten sich auf Behandlungen bei den niedrigeren Temperaturen des Bereichs bezogen. Bevorzugte Solubil.isierungsbedingung ist 1170-1190⁰C für 1 bis 0,5 Stunden, gefolgt von raschem Kühlen, vorzugsweise Kühlung mit Wasser. Im solubilisierten Zustand besteht der Stahl aus einer vollständig austenitischen Matrix, in der die Karbide des Nb, die V enthalten, sowie Karbide des Cr, Mo und V dispergiert sind.

Die Älterungsbehandlung besteht darin, den Stahl zwischen 0,5 und 40 Stunden bei Temperaturen zwischen 870 und 650⁰C jeweils zu halten, gefolgt von Kühlung in Luft. Die bevorzugte Bedingung ist: 740-820⁰C jeweils für 20-4h. Besonders bevorzugt ist der Temperaturbereich 740-760⁰C für 18-6h.

OQ Während der Alterung tritt eine Ausscheidung der sehr feinen Karbide auf, die in der Matrix und auf den Korngrenzen dispergiert sind.

Der Stahl nach der Erfindung wird für die mechanischen Teile &ldquor;e benutzt, die unter hohen kontinuierlichen mechanischen Beanspruchungen in korrosiver Umgebung arbeiten müssen, beispielsweise in oxidierenden oder sulphidierenden Atmosphären oder bei Anwesenheit geschmolzener Salze und bei

&igr; · is · · ·

-T-

Temperaturen von bis zu 900⁰C und mehr.

Der untersuchte Stahl wurde eingesetzt für Ventile für normal saugende sowie aufgeladene Benzin- und Dieselmaschinen, vor Verbrennungskammern für Dieselmotoren, vor (Verbrennungs)kammern für Dieselmotoren, Teile von Turbinenaggregsten und Teile in chemischen Anlagen, die Kochtemperaturbeanspruchungen und korrosiven Umweltbedingungen ausgesetzt sind,

10 Einige Charakterisierungstests, die an einer Stahlzusammensetzung nach der Erfindung durchgeführt werden, sind in den folgenden Tabellen dargestellt, wo die Ergebnisse verglichen werden mit denen bekannter Stähle. Die Ergabnisse sind nur eine Anzeige für die Eigenschaften des Stahls nach der Erfindung und sollten nicht als Begrenzung der Erfindung selbst angesehen werden.

20

25

30

35

-8-

TABELLE Untersuchte Zusammensetzungen (Gew.-%)

Element	VA 70	033040	8975	8975	8974	8968	VA 63	VA 62
	*	&diams;*	&diams;&diams;	■*&diams;	&diams;&diams;		&diams;&diams;*
C	0,60	0,35	0,40	0,41	0, 33	0,40	0,53	0, 72
N	0,45	0,42	0,30	0,35	0,30	0,35	0,45	0,25
Mn	2,39	1,81	1,83	1,81	1,72	1,74	9,0	6,30
Cr	22,55	24,50	22,03	22,23	21,93	21,93	21,0	21,0
Ni	7,97	5,83	8,79	1,60	6,78	6,68	4,0	1,70
Mo	1,06	—	—	—	1,89	2,04	—	—
V	0,99		—	—	—	—	—	—
Nb	1,09	—	—	0,29	0,29	—	1,8	—
W	—	—	—	—	—	—	0,-9	—
Si	0,27	0,29	0,50	0,53	0,57	0,57	0,3	0,6
S	0,005	0,011	0,014	0,016	0,016	0,017	0,025	0,025
P	0,022	0,012	0,016	0,017	0,026	0,027	0,03	0,03

* Zusammensetzung nach der Erfindung ** Vergleichszusammensetzung (US-PS 3 969 109) *** Vergleichszusammensetzung

• « * H i • (S I 4*· * *

TAFEL Mechanische Eigenschaften bei Zimmertemperatur

Stahl	UTS (MPa)	0,2% TYS	&rgr;====—=-==-- A {%)	20	Z (%)	13
		(MPa)		15		11
	a)	b)	c)	24.5	d)	31*8
VA 70 *	1085	668	26.5	29
033040 **	1043	670	24	25.5
8976 ··	971	527.5	n.d.	n.d.
8975 &diams;&diams;	972	534	17	16
8974 **	1007	582	14	18
8968 &diams;&diams;	675	449
*VA 63 &diams;&diams;**	1070	620
VA f2 &diams;&diams;&diams;	1020	610

* Stahl nach der Erfindung ** Stahl (US-PS 3 969 109)-Vergleich *** Stahl (Vergleich)

a) Hochfestigkeit bei Zug (UTS)

b) Streckfestigkeit bei Zug (TYS)

c) prozentuale Dehnung bei Bruch (A)

d) prozentuale Verminderung der Fläche bei Bruch (Z) n.d. nicht bestimmt

• I · « * It

c et tt et

-10 -

TAFEL Mechanische Eigenschaften bei hoher Temperatur

Stahl	UTS (MPa) (a)	872⁰C	0,254 TYS (MPa) (b)	872⁰C	A {%) (O	872⁰C	Z (%) (d)	872⁰C	3rinell Härte	872"C
• VA 70	760⁰C	434® 350	760⁰C	299(x) 260	760⁰C	18,9g 20,0	760⁰G	32,7<g 33,0	760⁰C	158
■** 033040	518	325	374	223	18,5	17,1	33,4	24, 4	166	182
472	291	17,9	25,8	190

* gleiche Bedeutung wie Tafel

** gleiche Bedeutung wie Tafel

(a),(b),(c),(d) gleiche Bedeutung wie Tafel (x) Zahl erhalten bei 815°C

TAFEL Kriechfestigkeit bei 815⁰C

Stahl	815⁰C (e)
&diams; VA 70	35
&diams;&diams; 033040	85,2
&diams;&diams; 8976	74,5
&diams;&diams; 8975	87,6
&diams;&diams; 8974	84,1
8968	77,2

* gleiche Bedeutung wie Tafel 2 ** gleiche Bedeutung wie Tafel 2 (e) Last für 1 % Kriechen in 100 h bei 815°C

II* · ·

> 11 * ·

-&Pgr;&Igr; Tafel 1 gibt Zusammensetzungen von Stählen an, die Tests der mechanischen Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit ausgesetzt wurden.

- VA 70 ist der Stahl nach der Erfindung

- VA 62 und VA 63 sind Vergleichsstähle wegen ihres hohen Mn Gehalts

- 033040, 8976, 8975, 8974 und 8968 sind Zahlen, die mit Stählen des Standes der Technik in Beziehung stehen (US-PS .1 969 109!

&Idigr;0 Vor dem Testen wurden die Stähle in der folgenden Weise behandelt: Solubilisierung (Lösungsglühen) bei 1190⁰C eine Stunde lang, gefolgt von Abschrecken in Wasser, dann Altern 16 Stunden lang bei 760⁰C.

Tafel 2 zeigt die Ergebnisse der mechanischen Fastigkeitsversuche bei Zimmertemperatur von VA 70; der Stahl nach der Erfindung wurde mit anderen Stählen unterschiedlicher Zusammensetzung verglichen. Als Ganzes genommen sind die mechanischen Eigenschaften von VA 70 besser als die der

2&Oacgr; anderen Stähle. Nur 03340 hatte ähnlichen 0,2 % TYS, während 8976, 8975,- 8974 nur hinsichtlich der Duktilität bei Bruch in A- und ä-Zugspannungsversuchen sich besser verhalten.

Ein Vergleich der Hochtemperaturfestigkeit von VA 70 und 033040 (Tafeln 3 und 4) zeigen das ungünstige Verhalten des letzteren; nur die Härte ist besser; dies könnte jedoch j ein Anzeichen hierfür sein, daß die Stähle vom Typ 033040

zur Bildung der <r* Phase neigen (wie bereits erwähnt), was zu einem schnellen Abfall in den Eigenschaften führt.

Tafel 4 zeigt die hohe Kriechfestigkeit von VA 70, verglichen mit der anderer untersuchter Stähle.

So sind die Eigenschaften der mechanischen Festigkeit des Stahls nach der Erfindung (VA 70) besser als die anderer bekannter Stähle.

10 15 20 25 30

I » * Il » · 4

-12-

Oxidastionsversuche wurden dutchgeführt, indem die fitah?- proben hundert Stunden lang in einem Muffelofen in Luftatmosphäre gehalten wurden.

TAFEL 5 Oxidationswiderstand Öei 872⁰C für 100 Stunden

Stahl	^g/dm h
VA 70	0,147
033040	0,456
8976*	0,697
&diams;-» 8975	0,718
&diams;&diams; 8974	0,743
8968*	0,702
&diams;&diams;&diams; VA 63	0,171
&diams;<·» VA 62	0,646

* gleiche Bedeutung wie Tafel 2

** gleiche Bedeutung wie Tafel 2

*** gleiche Bedeutung wie Tafel 2

35

• I ·

I · « C

• * It

-13-

Korrosionsversuche wurden durchgeführt, indem die Stahlprolen in Tiegel aus Aluminiumoxid eingesetzt wurden. Die Atmosphären- und Testbedingungen waren die folgenden:

(f) Bleioxid: lh bei 913°C.

Dies simuliert die Asche, die bei Betrieb einer Brennkraftmaschine mit verbleitem Benzin gebildet wird

(g) Natriumsulfat 90 % + Natriumchlorid 10 %: lh bei 927°C, Dies simuliert Asche, die in Dieselmotoren gebildet wurde, die auf See betrieben wurden.

(m) Kalziumsulfat 55 %, Bariumsulfat 30 %, Natriumsulfat 10 %, Kohlenstoff 5 %: lh bei 927°C.

Dies simuliert Asche, die in Dieselmotoren gebildet

wurde. (n) Natriumsulfat 85 %, Vanadiumpentoxid 15 %: lh bei 927°C.

Dies simuliert die Asche, die im Brennstoff gebildet wurde, welche Vanadium enthalten.

Die untersuchten Stähle wurden soluoilisiert (lösungsgeglüht) und gealtert, wie vorher beschrieben; das Altern wurde bei 760⁰C sechzehn Stunden lang durchgeführt.

TAFEL Korrosionsbeständigkeit (g/m · h)

Stahl	PbO (f)	Na SO₄+ NaCl (g)	Sulphate +C (rn)	Na₂SO₄* V₂O₅ (n)
VA 70	2390	51	77	49
8976	3810	240	93	81
&diams; &diams;&diams; VA 63	232S	katastrophal	111	74
··· 7A 62	6360	31	110	84

/ - gleiche !Bedeutung wie Tafel 2

■ I «III

Die Eigenschaften hinsichtlich Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit des Stahls nach der Erfindung sind im ganzen besser als die der bekannten Stähle.

wie aus Tafel 5 hervorgeht, werden die Tests in unterschiedlichen Umgebungen durchgeführt, welche die Verwendung von verschiedenen Arten von Motoren simulieren. Sie zeigen, daß VA 70 bessere Eigenschaften als die anderen Stähle hat. Genauer:

- in PbO ist die Korrosionsrate gering und zeigt gute Eigenschaften zur Verwendung des Stahls nach der Erfindung für die Konstruktion von Bauteilen von Benzinmotoren;

- in dem Natriumsulfat/Chlcridgemisch ist die Korrosionsrate gering; nur VA 62 verhält sich besser; die Rate ist viel höher als die bei anderen Stählen. Der neue Stahl verfügt über gute Eigenschaften für Schiffsdieselmotoren.

- In anderen korrosiven Umgebungen (Gemische aus Sulfaten und Kohlenstoff und Gemisch aus Natriumsulfat und Vanadium pentoxid) existiert kein großer Unterschied im Verhalten der verschiedenen Stähle. VA 70 verhält sich noch besser als die Stähle, mit denen er verglichen wird.

Um den Effekt eines verlängerten riochtemperatureinsatzes des Stahls zu simulieren, wurde dieser einer Temperatur von 760⁰C eintausend Stunden lang ausgesetzt. Der Einfluß dieser Wärmebehandlung auf das Verhalten der der Wirkung verschiedenartiger korrosiver Umgebungen ausgesetzter Stähle wurde untersucht. Die Ergebnisse sind in Tafel 7 zusammengefaßt.

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-15-

TAFEL

Korrosionsbeständigkeit von Stahlproben, die eintausend Stunden lang bei 760⁰C gehalten wurden (g/m · h)

Stahl	Na SO + NaCl (g)	Sulphate +	C (m)	Ma₂	50	⁵ ₅ ⁽ⁿ⁾
VA 70*	48	80			77
8975	4150	86			62
&diams;&diams;&diams; VA 63	207	108			30
&diams;&diams;* VA 62	65	104

/ ** / *** / gleiche Bedeutung wie Tafel 2

Il II·* Il I -4 «I ■!«· I *4 ··· · * * ·

* * 114 It·« 4 *

Claims

1. Ventil für normal saugende sowie aufgeladene Benzin- und Dieselkraftmaschinen sov.ie Turbinenaggregate, dadurch gekennzeichnet, daß es aus folgenden Bestandteilen (in Gew.-%) besteht:

0,40 0,35 2,0 22,0 7,5 0,7 0,6 0,7

bis zu bis zu bis zu

0,65 Kohlenstoff 0,60 Stickstoff 3,0 Mangan 24,0 Chrom 8,5 Nickel 1,3 Molybdän 1,2 Vanadium 1,5 Niob 0,3 Silizium 0,03 Schwefel 0,025 Phosphor

Eisen und Verunreinigungen bis 100.

²· Ventil aus austenitischem Stahl

mit verbesserter Hochtemperaturfestigküit und Beständigkeit gegen aggressive Agenzien nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Kohlenstoff, Stickstoff, Vanadium, Molybdän und Niob in spezifischen Verhältnissen zueinander stehen, wobei diese Verhältnisse ausgedrückt werden als Atomfraktionszahl durch die folgenden mathematischen Beziehungen:

25 30 35

«4 4« f· · « 1

-2-

10

Nb + V — &ugr; ,25 - &ogr;, 45 A) C + N = 0 ,60 - &igr;, 10 B) N/C = 0 ,50 - 2, 0 C) V/Nb = 0 ,15 - &ogr;, 25 D) Mo/C