Untersuchungen des Umwandlungsverhaltens von Eisen-Mangan-Legierungen durch Dämpfungsmessungen im Bereich von rd. 1 Hz

Dämpfungsmessungen mit einem Torsionspendel (Frequenz rd. 1 Hz) beim Erwärmen und Abkühlen von zuvor 1 h bei 950 °C geglühten Drahtproben aus Eisen-Mangan-Legierungen mit 0,007 bis 0,009% C und rd. 1 bis 18,5% Mn. Einfluß unterschiedlicher Temperaturen und Haltezeiten beim Glühen sowie der Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Glühen, ferner Einfluß eines Kohlenstoffgehaltes von 0,02% bei der Legierung mit rd. 1% Mn. Aufstellen eines Schaubildes über die Phasenumwandlungen im System Eisen–Mangan an Hand der Meßergebnisse.     

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.     

Austenit-Kornwachstum unlegierter Stähle bei 700 bis 1200 °C

Untersuchungen über das Austenit-Kornwachstum beim Erwärmen von unlegierten Stählen mit rd. 0,15 bis 1,2 % C in einer Vakuum-Heizkammer bis auf rd. 1200 °C. Entsprechende Untersuchungen nach Abkühlung auf Raumtemperatur an der Oberfläche und im Innern der Proben. Zusammenhang zwischen den jeweils ermittelten Korngrößen.     

Das Umwandlungsverhalten perlitarmer Stähle mit Titanzusatz

Untersuchung des Umwandlungsverhaltens von sieben Stählen mit im Mittel 0,06% C, 0,20% Si, 0,80% Mn, 0,026% Al, 0,0070% N und Titangehalten von 0 bis 0,184% durch die Aufnahme von Zeit-Temperatur-Umwandlung-(ZTU-) Schaubildern für kontinuierliche Abkühlung nach Austenitisieren bei 920 und 1300°C. Deutung der Wirkungsweise des Titans.     

Einfluß der Warmverformung auf das Umwandlungsverhalten und das Gefüge von verschiedenen niedriglegierten Stählen

Bei der Ermittlung von kontinuierlichen ZTU-Schaubildern unter dem Einfluß einer Warmverformung von rund 50% wurde festgestellt, daß die Wechselbeziehungen zwischen der verformungs- und legierungsbedingten Realstruktur des Austenits und den Umwandlungsvorgängen bei der anschließenden Abkühlung sich stark auf die Kinetik der γ/α-Umwandlung auswirkt. Änderungen im Löslichkeitsverhalten und in der Diffusionskinetik der Legierungselemente sowie in der Selbstdiffusion des Eisens als Folge der durch die bei der Umformung eingebrachten Gitterfehler im Austenit beeinflussen sowohl die Keimbildung als auch das Wachstum der verschiedenen Umwandlungsphasen. Die Ergebnisse von Versuchen an mehreren niedriglegierten Kohlenstoffstählen zeigen auf, daß die Austenitumwandlung zu Ferrit und Perlit durch eine erhöhte Konzentration an Gitterleerstellen infolge der Warmumformung beschleunigt wird. Die martensitische Umwandlung wird ebenso von der Defektstellenkonzentration im verformten Austenit in dem Sinne beeinflußt, daß die Martensit-Starttemperatur M_s im Vergleich zum unverformten Zustand zu etwa 30 bis 40°C niedrigeren Werten verschoben wird. Es liegen Beweise vor, daß die Erniedrigung der M_s-Temperatur zusätzlich mit der Entstehung einer starken {123} ?412?-Austenittextur verknüpft ist. Bei umwandlungsträgen Stahlsorten wurden beim kontinuierlichen Abkühlen umwandlungsfreie Bereiche zwischen der Ferrit/Perlit- und Bainitstufe als Folge der Warmumformung festgestellt. Teilweise wird die bainitische Umwandlung völlig unterdrückt. Die Ausbildung einer starken Textur im Austenit vor der Bainitumwandlung führt zu einer Senkung der Bainit-Starttemperatur von bis zu 100°C bei höheren Abkühlraten.     

Die Primärkorngröβe bei der Erstarrung von Eisen

An Reineisen mit 0,0015 bis 0,004% C, 0,002% Si, ≤ 0,001 bis 0,01% Mn, ≤ 0,001 bis 0,009% P, ≤ 0,001 bis 0,016% S und 0,002 bis 0,01% 0 sowie Stahl mit 0,043% C, 0,40% Mn, 0,014% P, 0,018% S und 0,057% 0 mit dem Hochtemperaturmikroskop, mit Gefügebeurteilungen sowie mit statistischen Auswerteverfahren, Untersuchung des Einflusses der Abkühlgeschwindigkeit auf die Vorgänge bei der Erstarrung von Reineisen und Stahl. Zusammenhang zwischen der Schmelzunterkühlung, der Dauer bis zur Erstarrung, der Abkühlgeschwindigkeit, der Rekristallisation, der Reinheit des Einsatzwerkstoffes, der Art und Anzahl der Keimbildung sowie der Primärkorngröβe. Folgerungen für die Vorgänge bei der Blockerstarrung.     

Ausscheidungsvorgänge während der Wärmebehandlung kupferhaltiger Stähle

Kupferzusätze in Stahl können in bezug auf Korrosionswiderstand und Festigkeit vorteilhaft sein. Es wurde der Einfluß von Kupfer auf die Korngröße, mechanische Eigenschaften und Mikrostruktur von quasi-binären Fe-Cu-Legierungen ermittelt. Der Verfestigungseffekt von Kupfer im abgeschreckten Stahl entsteht durch Kornverfeinerung, Mischkristallverfestigung (46 N/mm²/(% Cu)) und eventuell durch Ausscheidung von Kupfer während des Abkühlens. Es gilt einen linearen Zusammenhang zwischen Korngröße und Kupfergehalt. Zwischen einigen mechanischen Eigenschaften (Härte, Zugfestigkeit und Streckgrenze) und dem Kupfergehalt gilt aber nur ein linearer Zusammenhang, wenn keine Cu-Ausscheidung während des Abkühlens nach dem Lösungsglühen stattgefunden hat. Die eventuell auftretende Ausscheidungshärtung während der Abkühlung kann eine Erhöhung der Streckgrenze mit bis zu 130 N/mm² bewirken. Das Auftreten einer Ausscheidung während des Abkühlens wurde elektronenmikroskopisch nachgewiesen. Der theoretische Verfestigungsbeitrag wurde mit Hilfe dieser Messungen berechnet und stimmt gut mit den Ergebnissen überein. Mittels Jominy-Versuchen wurde die notwendige Abkühlungsgeschwindigkeit zur Vermeidung einer Ausscheidung wie folgt bestimmt: ln(Abk. Geschw.) [°C/s] = 1,98 · (% Cu) ? 0,08.     

Einflußgrößen für die mechanischen Eigenschaften perlitischer Stähle

Ermittlung der Kennwerte im Zug- und Kerbschlagbiegeversuch, der Austenitkorngröße, des Lamellenabstandes und der Zementitlamellendicke an Stählen mit 0,55 bis 0,90% C und einzeln oder in Kombination 0,20 bis 1,55% Si, 0,40 bis 2,40% Mn, ≦ 1,85% Co, ≦ 1,60% Cr, ≦ 1,45% Cu, ≦ 0,20% Mo, ≦ 2,10% Ni nach Austenitisieren mit anschließender Abkühlung an Luft oder isothermischer Behandlung im Warmbad auf ein lamellar-perlitisches Gefüge. Aufzeigen der Zusammenhänge. Folgerungen für die Entwicklung periitischer Stähle mit verbesserten Eigenschaften.     

Einfluß von hohem allseitigem Druck auf das Umwandlungsverhalten von Stählen

Untersuchungen (mit einer Tetraederamboβpresse) über den Einfluβ von allseitigem Druck (rd. 6,25 bis 34 kbar) auf das Umwandlungsverhalten von Stählen Gk 45 und 50 CrV 4 bei kontinuierlicher Abkühlung und isothermischer Versuchsführung. Darstellung der Ergebnisse in Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubildern und Folgerungen über die den Verschiebungen der Umwandlungslinien im Gefüge entsprechenden Vorgänge.     

Berechnung von Temperatur- und Spannungsverteilungen beim Punktschweißen

Anwendung eines speziellen Finite-Element-Programms auf die Berechnung von Temperatur- und Spannungsverteilungen beim Punktschweißen. Gute Übereinstimmung mit Rechenergebnissen im Schrifttum bei umwandlungsfreier Abkühlung. Berücksichtigung des Einflusses der Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung von zentrisch auf 1300°C aufgeheizten Kreisscheiben. Vergleich der nach Temperaturausgleich berechneten Eigenspannungen mit experimentellen Meßwerten. Nachweis, daß die zwischen Rechnung und Experiment bestehenden Diskrepanzen auf Plastizierungen bei Anwendung des Ausbohrverfahrens beruhen.     

Darstellung des Entstehens von Eigenspannungen in Werkstücken aus Stahl in ihren Umwandlungsschaubildern

Rundproben mit 10 bis 100 mm Dmr. aus zehn unlegierten und legierten Stählen unterschiedlichen Umwandlungsverhaltens werden von Härtungstemperatur in Wasser oder Öl abgeschreckt. Mit Hilfe von Abkühlungskurven, Zeit-Temperatur-Umwandlung-Schaubildern für kontinuierliche Abkühlung und mit Ausbohr- und Abdrehversuchen wird das Entstehen und die Verteilung der Eigenspannungen in diesen Proben festgestellt. Einfluß des Probendurchmessers, des Kühlmittels und der Warmstreckgrenze auf die Wärmespannungen. Zusammenhang zwischen Wärmespannungen und Umwandlungsspannungen in gehärteten Stählen.     

Einfluß der Schnellabkühlung beim Glühen von kaltgewalztem Band auf seine mechanischen Eigenschaften

Untersuchung des Ausscheidungsverlaufes von Kohlenstoff und Stickstoff während der Abkühlung von kaltgewalzten Stählen USt 4 und RSt 4 von 720 °C auf Raumtemperatur mit Hilfe von Dämpfungsmessungen und elektronenoptischen Durchstrahlungsaufnahmen. Ausscheidungsablauf bei der künstlichen Alterung bei 80 °C der kohlenstoff- und stickstoffübersättigten Proben. Einfluß verschiedener Abkühlgeschwindigkeiten auf das Ausscheidungsverhalten.     

Röntgenographische Untersuchung von Zeitstand- und Glühproben des Stahles 10 CrMo 9 10

An bei 550 und 600 °C beanspruchten Zeitstand- und Glühproben des Stahles 10 CrMo 9 10 mit 0,12% C, 0,024% N, 2,14% Cr und 1,13% Mo röntgenographische Feinstrukturuntersuchungen der Karbidrückstände zur Erforschung des Ausscheidungsverhaltens. Wärmebehandlung des Ausgangszustandes: 885 °C 0,5 h/verzögerte Abkühlung im Ofen bis 650 °C/Abkühlung an Luft. Vergleichende Untersuchung des Rückstandes des Ausgangszustandes nach einem Ölvergüten (950 °C 0,5 h/Öl + 730 °C 3 h/Luft).     

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.     

Der Einfluß des Niobs auf die mechanischen Eigenschaften des niobstabilisierten Stahles 8 CrMoNiNb 9 10 mit rd. 2,25% Cr und 1% Mo

Einfluß des gelösten Niobs auf das Umwandlungsverhalten des Stahles 8 CrMoNiNb 9 10. Untersuchungen an zehn Versuchsschmelzen mit 0,041 bis 0,10 % C, 0,23 bis 0,47 % Mn, 0,19 bis 0,34 % Si, 0,006 bis 0,016 % N, 2,01 bis 2,39 % Cr, 0,82 bis 1,05 % Mo, 0,40 bis 1,11 % Nb und 0,45 bis 0,61 % Ni nach Abkühlung von Austenitisierungstemperatur an Luft sowie nach Umwandlung in der Ferritstufe und in der Bainitstufe. Abhängigkeit von Streckgrenze, Zugfestigkeit und Bruchdehnung vom Ausscheidungsverhalten der Niobcarbonitride. Einfluß der Löslichkeit des Niobs auf den Beitrag der Niobcarbonitride zur Ausscheidungsverfestigung. Zweckmäßige Spanne des Niobgehaltes.     

Einfluß von Abkühlbedingungen und Verformungsgeschwindigkeit auf die Hochtemperatureigenschaften von Baustählen beim Stranggießen

Ausgehend von der erhöhten Rißanfälligkeit mikrolegierter Baustähle beim Stranggießen wurde in Heißzugversuchen nach vorangegangenem Aufschmelzen und Erstarren der Proben der Einfluß unterschiedlicher Gehalte an Niob, Vanadin und Titan, der Verformungsgeschwindigkeit und der Abkühlbedingungen bis auf Prüftemperatur auf die Hochtemperaturfestigkeit und -zähigkeit untersucht. Als Kenngrößen zur Beurteilung der Rißanfälligkeit beim Stranggießen wurden das Erstarrungsintervall ΔT sowie der Verlauf der Brucheinschnürung zwischen 800° und 1200°C ermittelt. Nb-Gehalte bis 0,05% sowie insbesondere abnehmende Umformgeschwindigkeiten bewirken eine deutliche Verschlechterung der Zähigkeit zwischen 1200°C und 800°C. Vanadin hat bis 700°C keinen, Titan nur geringen Einfluß. Die aus der Praxis bekannte unterschiedliche Rißanfälligkeit Nb-freier und Nb-haltiger Güten war nur durch Anpassung der Versuchsbedingungen an die bei der Abkühlung der Strangoberfläche vorliegenden zyklischen Abkühlbedingungen zu klären.     

Einfluß von Schwefel und Mangan sowie der Abkühlbedingungen auf die Gefügestruktur und die Zähigkeitseigenschaften von Baustählen nach der Erstarrung aus der Schmelze

Einfluß der Mangan- und Schwefelgehalte auf die Zugfestigkeit, Brucheinschnürung sowie die Gefügestruktur von Baustählen mit 0,1 und 0,2 % C im Temperaturbereich von Liquidustemperatur bis 900 °C. Einfluß der Abkühlbedingungen aus der Schmelze auf die Kenngrößen zur Beurteilung der Innenrißanfälligkeit beim Stranggießen.     

Laboratoriumsversuche zur Patentierung von Stahldraht aus der Walzhitze

Laboratoriumsversuche zur Vorbereitung und Ergänzung von Betriebsuntersuchungen. Möglichheiten der Direktpatentierung von Stahldraht. Einfluβ der Ringbildung auf die Abkühlung und die Gefügeausbildung. Wirkungen einer zusätzlichen Luftkühlung. Schwierigkeiten bei der Patentierung mit steigendem Walzdrahtdurchmesser. Versuche zur gebrochenen Drahtabkühlung mit Wasser und Luft. Zusammenhänge zwischen Düsenanordnung, Oberflächenbeschaffenheit des Walzdrahtes und Kühlwirkung.     

Untersuchungen zur Gefügebeständigkeit des Stahles 10 CrMoNiNb 910 im Temperaturbereich zwischen 550 und 800 °C

Ermittlung der Härte, der 0,2%-Dehngrenze und der Zugfestigkeit von acht Schmelzen des Stahles 10 CrMoNiNb 9 10 mit 0,028 bis 0,086% C, 2,1 bis 2,4% Cr, 0,8 bis 1 % Mo. 0,35 bis 0,84% Ni und 0,52 bis 0,9% Nb in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Austenitisieren. Eigenschaftsänderungen durch Auslagerung bei 550 bis 800 °C bis 10000 h Dauer. Ergänzende metallographische Untersuchungen. Einfluß des Gehaltes an freiem Niob. Abhängigkeit der Eigenschaftsänderungen vom Verteilungszustand des Nb (C, N) und der Lavesphase Fe₂Nb. Nachteilige Wirkung einer Kaltumformung vor der Auslagerung. Aktivierungsenergie der entfestigenden Vorgänge. Folgerungen für die technische Anwendung des Stahls 10 CrMoNiNb 910.     

Die martensitischen Umwandlungen in kohlenstoffarmen austenitischen Chrom-Nickel-Stählen

Dilatometrische, röntgenographische, metallographische und magnetische Untersuchung über die Umwandlung von metastabilem Austenit bis —196 °C in 19 Stählen mit rd. 0,05% C, 7,3 bis 22,4% Cr, 2,6 bis 17,9% Ni und geringen Gehalten an den üblichen Begleitelementen von Stahl. Aufstellung eines martensitischen Umwandlungsschaubildes in Abhängigkeit vom (Cr + Ni)-Gehalt mit einem Tripelpunkt. Metallographische Unterscheidung von γ, ? und α_? im Feingefüge und im Oberflächenrelief. Vergleich des martensitischen Umwandlungsschaubildes der Chrom-Nickel-Stähle mit dem der Manganstähle. Herkunft der ?-Phase.