Untersuchungen mit der Elektronenstrahl-Mikrosonde über die Ursachen der Schweißgut-Inhomogenität beim Schweißen austenitischer Stähle

An mit hüllen- oder kerndrahtlegierten Elektroden mit 0,10% C, 7% Mn, 16 bis 19% Cr und 8% Ni hergestelltem austenitischem Schweißgut Untersuchungen mit der Elektronenstrahl-Mikrosonde über die Gleichmäßigkeit der chemischen Zusammensetzung und des Gefügeaufbaues des Schweißgutes. Zusammenhang zwischen den elektrodenseitigen Legierungsvorgängen, der Wechselwirkung Schlacke–Schweißbad und der Verteilung der Legierungselemente im Schweißgut. Einfluß der Schichtdicke, des Aufbaues und des Schmelzverhaltens der Hülle auf die Eigenschaften des Schweißgutes.     

Untersuchungen mit der Elektronenstrahl-Mikrosonde über die Ursachen der Schweißgut-Inhomogenität beim Schweißen unlegierter und niedriglegierter Stähle

Untersuchung mit der Elektronenstrahl-Mikrosonde über Verteilung des Kohlenstoffs und der Legierungselemente im Schweißgut von Auftrags- und Verbindungsschweißungen an 10, 20 und 45 mm dicken Blechen aus unlegiertem Stahl mit rd. 0,18% C, 0,25% Si und 0,50% Mn bei Verwendung von Schweißzusatzwerkstoffen mit 0,3 bis 4% Si, 0,4 bis 4% Mn, 0 bis 2% Cr, 0 bis 0,9% Mo und 0 bis 2% Ni. Zusammenhang zwischen der Primärseigerung und der Ferrit-Perlit-Zeiligkeit des Schweißgutes und ihre Beeinflussung durch die Schweißbedingungen, durch die Wärmeführung während und nach dem Schweißen und durch die chemische Zusammensetzung des Grund- und Schweißzusatzwerkstoffes.     

Die Erstarrungsfront beim Lichtbogenschweißen von Stahl in Abhängigkeit von den Schweißbedingungen

Erörterung der Grundlagen über die Primärkristallisation des Schweißgutes beim Lichtbogenschweißen unter besonderer Berücksichtigung des Einflusses der Schmelzbadform auf die Warmrißanfälligkeit. Unterpulverschweißen mit 15 und 50 cm/min Schweißgeschwindigkeit und 300 bis 700 A Stromstärke bei einer Lichtbogenspannung von 30 V für die Ermittlung der Erstarrungsfronten. Möglichkeiten zur Beeinflussung ihrer Form sowie Zusammenhang zwischen der Schmelzbadform und der Warmrißneigung der Schweißungen.     

Versagensverhalten langzeitbeanspruchter Zeitstandproben aus Schweißverbindungen warmfester Kraftwerksbaustähle

Langzeitbeanspruchte, gebrochene Zeitstandproben, die in Querrichtung aus Schweißverbindungen entnommen waren, wurden metallografisch untersucht. Es handelte sich dabei vorwiegend um artgleiche bzw. nicht artgleiche Schweißverbindungen von CrMo- und CrMoV-legierten Stählen. Schwerpunkt der metallografischen Auswertung war die Ermittlung der Bruchlage und des Schädigungsmechanismus. Im Langzeitbereich, der in der Regel mit einem deutlichen Rückgang der Verformungsfähigkeit verbunden ist, konnte in fast allen Fällen der äußere, d. h. feinkörnige Bereich der Wärmeeinflußzone als Ort maximaler Kriechschädigung bzw. als Versagensstelle ermittelt werden. Bei hohen Beanspruchungen kann sich die Bruchlage in andere Bereiche der WEZ bzw. in den Grundwerkstoff oder das Schweißgut verlagern. Im Vergleich zur Zeitstandfestigkeit des Grundwerkstoffs ergeben sich bei Schweißverbindungen Werkstoff-, temperatur- und belastungsspezifische Reduzierungen der Zeitstandfestigkeit.     

Über die Zeitstandfestigkeit des Schweißgutes von Schweißverbindungen niedriglegierter warmfester Stähle

Durch Lichtbogenschweißen von Hand wird Schweißgut der niedriglegierten warmfesten Chrom-Molybdän-(Vanadin-)Stähle mit 2,25% Cr und 1% Mo sowie mit 0,5% Cr, 0,5% Mo und 0,25% V hergestellt. Ermittlung der mechanischen Eigenschaften bei Raumtemperatur und der Zeitstandfestigkeit bei verschiedenen Temperaturen zwischen 550 und 625°C. Untersuchung des Gefügezustandes und der chemischen Zusammensetzung der elektrochemisch isolierten Carbide. Vergleich der ermittelten Zeitstandfestigkeiten mit den nach ISO-Empfehlungen für die Grundwerkstoffe vorgeschlagenen Werten.     

Einfluß der metallurgisch bedingten Inhomogenitäten von Schweißgut auf sein Zähigkeitsverhalten bei Temperaturen unter 0°C

Einfluß der Elemente Arsen, Antimon und Zinn auf das Zähigkeitsverhalten des Schweißgutes, hergestellt nach DIN 1913, Blatt 2, aus niedriglegierten Elektroden mit saurer und kalkbasischer Umhüllung. Untersuchung der Seigerungen und Konzentrationsschwankungen in den einzelnen Schweißlagen in Abhängigkeit von Vorwärmen und Wärmeeinbringen. Folgen für die Gefügeausbildung. Einfluß von Seigerung und Gefüge auf die Kerbschlagzähigkeit in Abhängigkeit von der Temperatur.     

Örtliche Korrosion an Schweißnähten von Bauteilen aus unlegierten oder niedriglegierten Stählen

Im Schrifttum werden häufig Vorstellungen über die Mechanismen von örtlichen Korrosionen an Schweißnähten an unlegierten und niedriglegierten Stählen bei Korrosionsbelastung durch Wässer dargelegt, die im Rahmen der Sauerstoffkorrosion unverständlich sind und für die Deutung der Ursachen solcher Korrosionen nicht herangezogen werden können. In der vorliegenden Arbeit werden die verschiedenen Möglichkeiten der örtlichen Korrosion, die im Bereich von Schweißnähten an unlegierten und niedriglegierten Stählen in Wässern auftreten können, erörtert. Dabei wird von den elektrochemischen und chemischen Grundlagen der Sauerstoffkorrosion und der bei dieser Korrosionsart wirksamen Korrosionselemente ausgegangen. Örtliche Korrosionen an Schweißnähten können durch unterschiedliche chemische Zusammensetzung von Grundwerkstoff und Schweißnaht entstehen. Dabei sind die Gehalte an Schwefel und Silicium von besonderer Bedeutung. Korrosionsanfällige Gefüge im Schweißnahtbereich wie auch Einschlüsse im Stahl in kritischer Größe und Verteilung sind ebenso Ursachen für das Auftreten örtlicher Korrosion an Schweißnähten. Das Ausmaß der örtlichen Korrosion an Schweißnähten in Wässern wird aber auch ganz wesentlich durch mediumseitige Parameter bestimmt. Hierbei handelt es sich vor allem um den Gehalt an Neutralsalzen sowie um die Belüftung. Durch die genannten Einflußgrößen kann der Mechanismus der örtlichen Korrosion an Schweißnähten unlegierter und niedriglegierter Stähle in Wässern verstanden werden. Auf der Grundlage der beschriebenen Erkenntnisse können ferner Untersuchungsverfahren für Schweißnahtkorrosionen, Schutzmaßnahmen sowie korrosionssichere Schweißverfahren entwickelt werden.     

Austenitkornwachstum normalgeglühter und vergüteter Feinkornbaustähle in der Wärmeeinflußzone einer Schweißnaht

Es wird ein Modell zur rechnerischen Vorhersage der Austenitkorngröße in der WEZ einer Schweißnaht entwickelt. Grundlage des Modells ist das Gesetz des isothermischen Austenitkornwachstums. Es wird gezeigt, daß dieses Gesetz das isothermische Austenitkornwachstum normalgeglühter Feinkornbaustähle vom Typ StE 355 und StE 460 sowie vergüteter Feinkornbaustähle vom Typ StE 690 prinzipiell richtig beschreibt. In einem Computerprogramm wird dieses Gesetz mit dem Temperatur-Zeit-Verlauf des Schweißzyklus, der in kleine isothermische Abschnitte zerlegt wird, verknüpft. Dadurch wird es möglich, das isothermische Wachstumsgesetz der Berechnung der Austenitkorngröße in der WEZ einer Schweißnaht zugrundezulegen. Die Übereinstimmung zwischen berechneter und an realen Schweißnähten gemessener Austenitkorngröße ist gut. Mit Hilfe des entwickelten Modells werden der Einfluß der Spitzentemperatur, des Wärmeeinbringens, der Anfangsaustenitkorngröße und der Vorwärmtemperatur auf die Austenitkorngröße in der WEZ ermittelt. Für den Einfluß des Wärmeeinbringens wird eine Formel angegeben.     

Unterplattierungsrisse beim Schweißplattieren von Nickel-Chrom-Molybdän-Vanadin-Stählen

Am Beispiel eines Stahles mit 0,18% C, 0,42% Mn, 0,22% Si, 0,014% P, 0,018% S, 1,32% Cr, 0,45% Mo, 2,93% Ni und 0,08% V wurde gezeigt, wie sich die verschiedenen Ursachen der Bildung von Unterplattierungsrissen beim Unterpulverauftragschweißen mit austenitischen Bandelektroden bei hoher Streckenenergie getrennt untersuchen lassen. Mit Zugversuchen im Temperaturbereich des Aufschmelzens der Sulfide wurde anhand der Werte der Brucheinschnürung und der Größe dieses Temperaturbereiches der Einfluß der nichtmetallischen Verunreinigungen bewertet. In Kurzzeitkriechversuchen bei 500 bis 800°C an schweißsimulierend wärmebehandelten Proben wurde die kritische Beanspruchung ermittelt, die beim erneuten Aufheizen der Wärmeeinflußzone zur Rißbildung im Grobkornbereich führt. Das Zusammenwirken der verschiedenen Mechanismen bei gleichzeitiger Einwirkung hoher Schweißeigenspannungen wurde erörtert.     

Das Umwandlungsverhalten der Schienenstähle und Folgerungen für das Schweißen und Brennschneiden

An Schienen aus Stahl der Regelgüte, der Güten A, B oder C nach den Technischen Lieferbedingungen 860 des Internationalen Eisenbahnverbandes (UIC) Untersuchung der Bedingungen beim Brennschneiden und Schweißen von Schienen und Zusammenhang zwischen der chemischen Zusammensetzung und den mechanischen Eigenschaften dieser Stähle und den hierfür nach den UIC-Lieferbedingungen 860 vorgeschriebenen Spannen. Einfluß der beim Brennschneiden und Schweißen entstehenden Gefüge auf die mechanischen Eigenschaften der Schienenwerkstoffe. Folgerungen für die beim Brennschneiden und Thermit- oder Abbrennstumpfschweißen einzuhaltenden Vorwärm- und Abkühlbedingungen unter besonderer Berücksichtigung des Umwandlungsverhaltens dieser bei 840 °C 15 min oder bei 1300 °C 1 min austenitisierten Stähle. Messung der Eigenspannungen geschweißter Schienen. Entmischungsvorgänge beim Abbrennstumpfschweißen. Einfluß des Schweißvorganges und des Gehaltes an Aluminium auf die mechanischen und technologischen Eigenschaften der geschweißten Schienen. Wasserstoffaufnahme des Stahles beim Thermitschweißen.     

Zusammenhang zwischen dem Feuchtigkeitsgehalt basischer Schweißpulver und dem Gehalt an diffusiblem Wasserstoff im Schweißgut

Untersuchung des Wasserabgabe- und Wasseraufnahmeverhaltens an fünf Schweißpulvern – agglomerierte und erschmolzene – für das Verbindungsschweißen hochfester niedriglegierter Stähle. Kontinuierliche Erfassung des Wasserabgabeverhaltens bei Temperaturen von 150 bis 450°C. Klimaschrank mit kontinuierlicher Wägevorrichtung. Eindeutiger Zusammenhang zwischen dem Feuchtigkeitsgehalt und dem Gehalt an diffusiblem Wasserstoff im Schweißgut nur unter Berücksichtigung der Wasserbindungsart.     

Versprödungserscheinungen in mikrolegierten Stählen und deren Einfluß auf das Schweißverhalten unter extremen Bedingungen

Glühbedingungen für das Auftreten von Versprödungserscheinungen in den Stählen StE 36 (mit 0,036% Nb) und St 52-3. Einfluß auf die mechanischen Eigenschaften. Vergleichende Untersuchungen an schweißsimulierend wärmebehandelten Proben, Elektronenstrahl- und Unterpulverschweißungen mit extremen Streckenenergien. Einfluß der Versprödungen auf das Schweißverhalten.     

Ermittlung der Warmrißanfälligkeit von Stählen beim Schweißen

Verfahren zur Kennzeichnung der Warmrißanfälligkeit von Stählen beim Schweißen. Warmzugversuche bei 400°C bis über 1390°C an einem Nickel-Chrom-Molybdän-Vanadin-Vergütungsstahl mit 0,22%C, 0,41%Mn, 1,10% Cr, 0,44% Mo und 2,80% Ni sowie dem zugehörigen Schweißgut. Ursachen der Warmrißbildung bei Temperaturen oberhalb 1380°C sowie bei 600 bis 100°C. Entmischungsrisse, Risse an Versetzungsreihen und ausscheidungsinduzierte Risse. Hinweise zur Vermeidung von Warmrissen beim Schweißen.     

Eine verbesserte Einspannvorrichtung zur Prüfung von Stählen auf interkristalline Spannungsrißkorrosion mit Proben nach J. A. Jones

Entwicklung und Erprobung einer neuen Einspannvorrichtung für die Prüfung von Stählen auf ihr Verhalten gegenüber interkristalliner Spannungsrißkorrosion mit Proben nach J. A. Jones. Einfluß der neuen Prüfanordnung auf die Meßwerte für die Lebensdauer der Proben. Mit der verbesserten Einspannvorrichtung Schweißungen eines gegen interkristalline Korrosion beständigen 25 mm dicken Bleches mit rd. 0,15% C, 0,3% Si, 1,2% Mn mit erzsauer umhüllten, ein Schweißgut mit rd. 0,07% C, 0,25% Si, 0,7% Mn, 0,014 bis 0,027% P, 0,010 bis 0,019% S, 0,016 bis 0,039% N, 0,013 bis 0,053% As, 0,9% Cr, 0,09 bis 0,16% Cu, 0,5% Mo und 0,005 bis 0,038% Sn ergebenden Elektroden Untersuchung des Einflusses der Spurenelemente Arsen, Kupfer, Phosphor, Zinn und Stickstoff im Schweißgut auf die Standzeit in kochender Kalziumnitratlösung.     

Untersuchungen zur Beständigkeit des Gefüges von Schweißverbindungen zwischen unlegierten ferritischen und austenitischen Stählen bei Betriebstemperaturen um 400 °C

Herstellung von Schweißverbindungen zwischen austenitischem Chrom-Nickel-Stahl und unlegiertem Stahl. Prüfung der Diffusion von Kohlenstoff, Chrom und Nickel nach 1000stündiger Auslagerung bei 400 °C. Folgerungen aus der Kohlenstoffverteilung auf die Gefügebeständigkeit und das Rißverhalten der untersuchten Schweißverbindungen.     

Einfluß von Mangan auf die Umwandlungen im festen Zustand und Übertragbarkeit der Ergebnisse auf Schweißungen an Gußeisen mit Kugelgraphit

Messung der Temperaturänderung in Abhängigkeit von der Zeit in unterschiedlichen Abständen einer Schweißnaht von Platten aus Gußeisen mit Kugelgraphit. Nachahmung der dabei ermittelten Temperatur-Zeit-Folgen bei der Abkühlung von Probeplättchen aus Kugelgraphit-Gußeisen mit rd. 3,3 bis 3,6% C, 2,6 bis 2,9% Si und 0,007 bis 0,4% Mn, Gefügeuntersuchungen und Härtemessungen an den Plättchenproben. Einfluß von unterschiedlichen Haltezeiten im Austenitgebiet und Einfluß von Mangan auf den Übergang zu martensitischer Umwandlung; Vergleich der Ergebnisse mit Befunden an Schweißnähten.     

Einfluß des Gefügezustandes und der Gefügebeständigkeit auf die Zeitstandfestigkeit niedriglegierten vanadincarbidhaltigen Schweißgutes

Glühversuche von 5 000 h Dauer bei 600 °C, Gefügeuntersuchungen und Zeitstandversuche bei 525 bis 600 °C bis rd. 16 000 h Dauer an drei verschiedenen Schweißgutzusammensetzungen mit rd. 0,05 % C, 0,3 % Si, 0,7 % Mn, 0,6 bis 1,1 % Cr, 0,5 bis 0,95 % Mo, 0,3 % V und bis 0,5 % W. Bedeutung des Kohlenstoffgehaltes für die Ausscheidungsverfestigung durch Vanadincarbid. Einfluß der Gefügebeständigkeit in Abhängigkeit vom Molybdän- und Wolframgehalt auf die Zeitstandfestigkeit.     

Untersuchungen des Zeitstandverhaltens von Schweißverbindungen der Werkstoffe X 20 CrMoV 12 1 und GS-17 CrMoV 5 11

Untersucht wird das Zeitstandverhalten gleichartiger Schweißverbindungen des Werkstoffs X 20 CrMoV 12 1 sowie ungleichartiger Verbindungen zwischen diesem und dem Werkstoff GS-17 CrMoV 5 11. Bei quer entnommenen Kleinproben zeigt sich ein Abfall der Zeitstandfestigkeit gegenüber dem Grundwerkstoff. Große Querproben aus einer ungleichartigen Verbindung weisen eine höhere Zeitstandfestigkeit auf als entsprechende Kleinproben. Zur Klärung der in den Schweißverbindungen auftretenden Spannungs- und Dehnungsumlagerungen wurden inelastische Finite-Elemente-(FE-)Berechnungen durchgeführt. Dabei wurde das Zeitdehnverhalten von Grundwerkstoffen, Schweißgut und thermisch simulierten Gefügen der Wärmeeinflußzone berücksichtigt. Die Anwendung spannungsbezogener Kriterien zur Bestimmung der Anrißdauer der Proben auf die FE-Ergebnisse läßt eine Voraussage des Versagensorts sowie eine sichere Abschätzung der Versagenszeit zu.     

Metallkundliche Untersuchungen am Grundwerkstoff und an Schweißverbindungen des 9%-Chromstahles X 10 CrMoVNb 9 1

Umfangreiche Untersuchungen zur Ausweitung des Einsatzbereiches warmfester ferritischer Stähle mit 9 bis 12 % Cr auf 600 °C führten zur Entwicklung des Stahles X 10 CrMoVNb 9 1 (P 9 1 bzw. T 9 1 nach ASTM-A 335). Wegen der hohen Einsatztemperaturen treten unter Zeitstandbeanspruchung Gefügeänderungen auf, die am Grundwerkstoff und an Schweißverbindungen metallkundlich untersucht wurden. Im üblichen Lieferzustand weist der Stahl T 9 1 ein Gefüge aus angelassenem Martensit mit Ausscheidungen von Chromcarbiden M₂₃C₆ auf den Grenzen der Martensitlatten und feinen, sowohl kohärenten wie inkohärenten Niob-Vanadin-Carbonitriden vom Typ MX im Korn auf. Unter Zeitstandbeanspruchung scheidet sich weiteres M₂₃C₆ und MX sowie zusätzlich die Laves-Phase aus. Die kohärenten MX-Ausscheidungen beginnen zu überaltern. Erholung und Rekristallisation werden beschleunigt. Das Zeitstandverhalten dürfte im wesentlichen durch die MX-Ausscheidungen bestimmt werden, wobei das Mengenverhältnis der Elemente Vanadin, Niob, Kohlenstoff und Stickstoff von erheblicher Bedeutung sein sollte. In Schweißverbindungen bildet sich die Zeitstandschädigung in der Regel in der WEZ nahe der Grenzlinie zum unbeeinflußten Grundwerkstoff aus. In diesem Bereich führt die kurzzeitige Erwärmung auf Temperaturen wenig über A₁ zur Bildung eines kohlenstoffarmen Austenits, da praktisch noch keine Carbide in Lösung gehen. Nach der Abkühlung liegt dann ein sehr weicher Martensit vor, der zudem beim üblichen Anlassen auf Temperaturen um 750 °C praktisch vollständig rekristallisiert.     

Gefügezustand und Zeitstandfestigkeit des Schweißgutes niedriglegierter warmfester Stähle für den Turbinenbau

Allgemeine Anforderungen an die Eigenschaften von Schweißverbindungen warmfester Stähle für den Turbinenbau. Gefügezustand und Zeitstandfestigkeit des Schweißgutes von Chrom-Molybdän-Vanadin-Stählen mit rd. 0,08% C, rd. 0,6 bis 1,6% Cr, rd. 0,5 bis 1% Mo und rd. 0,25 bis 0,4% V. Vorübergehende Neigung zu verformungsarmen Zeitstandbrüchen nach einer Beanspruchungsdauer von rd. 5 000 h.