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.     

Bruchzähigkeit niedriglegierter Stähle mit heterogenen Martensitgefügen

Für niedriglegierte MnSiCrMoV Versuchsstähle mit drei verschiedenen Kohlenstoffgehalten wurde der Einfluß der heterogenen Martensitgefüge, die durch Schnellaustenitisierung des ferritisch-carbidischen bzw. martensitischen Ausgangsgefüges und anschließendes Abschrecken und Anlassen erzeugt wurden, auf die mechanische Eigenschaften untersucht. Verglichen mit homogenem Martensit ist die Bruchzähigkeit bei martensitischem Gefüge mit geringem C-Gehalt, das Reste ungelöster Carbide bei allen untersuchten Stählen aufweist, ohne größeren Festigkeitsverlust angestiegen. Im Versuchsstahl mit 0,3 % C führt das martensitische Gefüge, das Mikrobereiche mit erhöhtem Anteil an Carbidbildnern enthält, zu einer gleichzeitigen Erhöhung von Festigkeit und Bruchzähigkeit. Das erblich modifizierte Martensitgefüge weist deutlich höhere Festigkeiten – um etwa 150 MPa – auf, ohne daß die Bruchzähigkeit beeinträchtigt wird. Gleichzeitig wird die Übergangstemperatur um etwa 50°C erniedrigt.     

Vergleich der mechanischen Eigenschaften unterschiedlicher Chrom-Molybdän-und Vanadin-Stähle mit rd. 1 % Cr für schwere Schmiedestücke des Dampfturbinenbaus

Mechanische Eigenschaften von Dampfturbinenläufern mit 760 bis 1145 mm Vergütungsdurchmesser aus drei verschiedenen Chrom-Molybdän-Vanadin-Stählen mit rd. 0,24 % C, 0,25 % Si, 0,40 % Mn, 1,1 % Cr, 0,5 % Mo, 0,8 % V und 0,6 % W. Einfluß erhöhter Gehalte an Kohlenstoff, Mangan und Nickel und eines Zusatzes von Titan sowie die Wirkung eines verminderten Vanadingehaltes. Zugversuche bei Raumtemperatur, Ermittlung von Kerbschlagarbeit-Temperatur-Kurven und Zeitstandversuche bis rd. 30 000 h Dauer bei 525 bis 575°C. Vergleich der Eigenschaften im Rand- und Kernbereich der Läufer und über die Länge vom Fuß-zum Kopfbereich der Ausgangsblöcke. Elektronenmikroskopische Untersuchung der Größe und Verteilung der ausgeschiedenen Carbide. Abgrenzung der zweckmäßigen Verwendungsbereiche der untersuchten Stahlsorten.     

Einfluß unterschiedlicher Nickel- und Molybdängehalte auf die Hochtemperaturfestigkeits- und -Zähigkeitseigenschaften austenitischer Chrom-Nickel-Stähle nach Abkühlung aus der Schmelze

An austenitischen Chrom-Nickel-Stählen mit 18% Cr wurde in Heißzugversuchen nach vorangegangenem Aufschmelzen und Erstarren der Proben der Einfluß von Ni-Gehalten zwischen 8 und 13% und von Mo-Gehalten zwischen O und 3,4% auf die Hochtemperaturfestigkeit- und -Zähigkeit ermittelt. Als Kenngrößen für die Rißanfälligkeit beim Stranggießen und Warmumformen werden das wahre Erstarrungsintervall und die Brucheinschnürung bei 1000°C benutzt. Mitzunehmendem Ni- und abnehmendem Mo-Gehalt wurde eine erhöhte Erstarrungsrißanfälligkeit festgestellt. Zur Klärung der Ursachen wurden von hohen Temperaturen abgeschreckte Proben metallographisch untersucht. Bei Cr_äq/Ni_äq = 1,45 erfolgt der Übergang von primär ferritischer zur primär austenitischer Erstarrung. Für die Erstarrungsrißanfälligkeit ist weniger die Art der Primärerstarrung sondern die während der Erstarrung gebildete Menge an δ-Ferrit von Bedeutung.     

Untersuchungen zur Wärmeübertragung bei der Spritzwasserkühlung von Stahlplatten

Mittels eines instationären Untersuchungsverfahrens wurde der Wärmeaustauschvorgang bei der Wasserabspritzung in einem sich auf die Kühlstrecke einer Warmwalzanlage beziehenden Bereich untersucht. Es wurde der Einfluß von Wasserbeaufschlagungsdichte, Oberflächenstoßdruck, Wasserschicht und Material auf den Wärmetransport überprüft. Die gesamte Oberflächenwärmestromdichte wurde als passende Größe zur Beschreibung der Wärmeübertragung bei der Wasserabkühlung besonders im Bereich der instabilen Filmverdampfung ausgewählt. Quantitativ wurde diese Größe unter verschiedenen Abkühlbedingungen ermittelt. Nach Forderung der Kühlungssimulationsaufgabe wurde die ?Stepwise Regression Procedure“ verwendet, um die Form und die entsprechenden Parameter der Regressionsformeln festzustellen. Die Ergebnisse für X 5 CrNi 18 8 wurden dargestellt. Solche mathematische Darstellungen können Wärmerandbedingungen in den Bereichen der stabilen und instabilen Filmverdampfung sowie der Blasenverdampfung kontinuierlich erfassen. Die Ergebnisse enthalten die wichtigsten Einflußfaktoren, wie einerseits Oberflächentemperatur (150–850°C) und andererseits Wasserbeaufschlagungsdichte (300–1500 l/(m² · min)). Diese Methode eignet sich als Grundlage zur Ermittlung der Wärmerandbedingungen unter den verschiedenen simulierten Kühlungsbedingungen und stellt somit den Ansatz eines zuverlässigen Modells zur Simulation und Optimierung des Warmwalzprozesses bzw. des Wärmebehandlungsprozesses und schließlich auch der ganzen Anlage dar.     

Beitrag zur Bestimmung des Gehaltes an säurelöslichem Aluminium mittels optischer Emissionsspektrometrie mit Funkenanregung

Es wäre aus Sicht der Stahlwerker wünschenswert, den Massenanteil an säurelöslichem Aluminium in Stahl schneller zu bestimmen, als es bislang nach dem naßchemischen Verfahren möglich ist. Verschiedene Hersteller von optischen Emissionsspektrometern bieten Methoden, die es erlauben sollen, diesen säurelöslichen Aluminiumanteil in den Zwischen- und Fertigproben der Stahlproduktion funkenspektrometrisch zu bestimmen. Eine dieser Methoden, die Peak-Integrationsmethode, die von verschiedenen Spektrometerherstellern angeboten wird, wurde auf die Einsetzbarkeit bei Referenzmaterialien und den im Stahlwerk anfallenden Proben getestet. Die Peak-Integrationsmethode liefert brauchbare Ergebnisse, wenn die Stahlproben hinsichtlich der Aluminium- und Aluminiumoxidverteilung homogen sind. Größere Aluminiumoxidausscheidungen dürfen nicht vorliegen. Gerade die betrieblichen Zwischenproben, bei denen der Einsatz dieses Verfahrens besonders interessant wäre, erfüllen diese Voraussetzung nicht. Die Bestimmung des säurelöslichen Anteils des Aluminiums im Stahl an betrieblichen Zwischenproben mit dieser Methode ist deshalb nicht mit der erforderlichen Genauigkeit möglich.     

Einfluß von Aluminium und Stickstoff auf die Relaxationsbehinderung von schweißsimulierten warmfesten Feinkornbaustählen beim Spannungsarmglühen

Der Einfluß von Al und N auf die Versprödung beim Spannungsarmglühen wurde an 12 Versuchsschmelzen auf C-Mn-Mo- (Werkstoff A) und C-Mn-Mo-Cr-Basis (Werkstoff B) nach Überhitzungssimulation untersucht. Werkstoff A zeigt lediglich bei der Prüftemperatur von 600°C dehnungsinduzierte und Relaxationsversprödung. Dieser Werkstoff wird also im Bereich der WEZ geschädigt, wenn der Abbau von Eigenspannungen ein Dehnvermögen von mehr als 0,8% erfordert und ein Al/N-Verhältnis von ca. 2 in einem N-Konzentrationsbereich bis maximal 0,012% Massengehalt vorhanden ist. Temperaturinduzierte Versprödung wurde nicht festgestellt. Mit keiner Versprödung ist zu rechnen, wenn die Spannungsarmglühtemperatur auf 640°C angehoben wird, da dann erst bei Dehnbeträgen von über 3% das Verformungsvermögen erschöpft ist. Der nioblegierte Werkstoff B zeigt demgegenüber sowohl temperatur- als auch dehnungsinduzierte Versprödung. Bei einer Prüftemperatur von 600°C wird eine schädigungsfreie Dehnungsaufnahme von ca. 1,0% beobachtet, wobei nach Überschreiten dieses Grenzwertes der Grad der Schädigung vom Al-Gehalt abhängt. Bei der Prüftemperatur von 640°C ist zwar ebenfalls ab ca. 1,1 % bleibender Dehnung mit Werkstoffschädigung zu rechnen, sie ist aber nicht von der Al-Konzentration abhängig. Infolge des höheren Nb-Gehalts von Werkstoff B wirkt sich bei erhöhter Prüftemperatur die Nb(CN)-Phase relaxationsbehindernd aus. Die Versprödungszunahme mit steigendem Al-Gehalt ist auf Ausscheidungshärtung durch feindisperse AIN-Ausscheidungen zurückzuführen.     

Zur Korngrößenabhängigkeit der unteren Streckgrenze von Baustählen

Untersuchung des Einflusses der mittleren Ferritkorngröße auf die untere Streckgrenze der Stähle C 10, C 15 und St 52-3 bei verschiedenen Prüftemperaturen und Verformungsgeschwindigkeiten. Vergleich der Ergebnisse mit im Schrifttum vorgeschlagenen Ansätzen zur Deutung des Korngrenzenwiderstandes und der Temperaturabhängigkeit der unteren Streckgrenze.     

Schlackenführung des SDS-Verfahrens im dolomitisch zugestellten LD-Konverter

Der Einfluß der Temperatur und der Systemkomponenten auf die Sättigungsphasen der Schlacke beim Einsatz von Dolomit wird aufgezeigt. Da eine Darstellung der SDS-Schlacke über die gesamte Blasezeit in einem System nicht möglich ist, werden die Anfangsschlacken mit Temperaturen unter 1600°C und die Endschlacken bei 1600°C getrennt beschrieben. Für beide Temperaturbereiche liegen die Schlacken in Sättigungsgebieten. Mit der Elektronenstrahlmikrosonde sind die Schlackenphasen während des Blasablaufes mineralogisch untersucht worden. Neben Merwinit und Monticellit-Kirschsteinit konnten Dicalciumferrit und Dicalciumsilikat in den Anfangs- und Magnesiowüstit, Dicalciumsilikat und Dicalciumferrit in den Endschlacken erkannt werden. Es wurde der Schlackenweg während des Blasens in den Dreistoffsystemen CaO′-SiO′₂-FeO′ und CaO′-SiO′₂-MgO′ entlang den Sättigungsflächen verschiedener Phasenräume bei der jeweiligen Temperatur dargestellt. Die Arbeitsweise mit verbleibender flüssiger Schlacke der Vorschmelze und einer veränderten Temperaturführung im ersten Drittel des Blasprozesses durch späteres Setzen von Kalk und Schrott ermöglicht die schnelle Auflösung des vor Blasbeginn zugegebenen Dolomits und damit den gleichzeitigen Bestand von MgO- und CaO-gesättigten Phasen während der ganzen Blasezeit. Der Wechsel des MgO zwischen den verschiedenen Phasen wird durch die Basizität, die Temperatur und den Eisengehalt der Schlacke bestimmt. Eine Behinderung der Kalk- und Dolomitauflösung durch Silikathüllen kann nicht beobachtet werden.     

Einfluß von Temperatur und Haltedauer beim Spannungsarmglühen auf den Abbau innerer Spannungen und die mechanisch-technologischen Eigenschaften von Stahl 22 NiMoCr 3 7

An einer Bramme aus einer Schmelze des Stahles 22 NiMoCr 3 7 mit rd. 0,2% C, 0,6% Mn, 0,45% Cr, 0,6% Mo und 0,95% Ni Durchführung von Untersuchungen über den Einfluß der Temperatur und der Haltedauer beim Spannungsarmglühen auf die mechanischen Eigenschaften und den Abbau von inneren Spannungen durch Ermittlung der Kennwerte im Zugversuch bei 20 und 350 °C, der Übergangstemperatur im Kerbschlagbiegeversuch für Kerbschlagzähigkeiten von 27 J und 41 J und 50% Anteil an kristallinem Bruchgefüge sowie der Übergangstemperatur im Fallgewichtsversuch (NDT-Temperatur) an bei Temperaturen im Bereich von 450 bis 730 °C jeweils bis zu 100 h geglühten, der Bramme in Querrichtung entnommenen Proben. Härtemessungen in der Wärmeeinflußzone von IIW-Aufschweißproben nach entsprechenden Glühungen. Zeitstand-Zugversuche bei Temperaturen von 450 bis 730 °C mit unterschiedlicher Beanspruchungshöhe und -dauer bis zum Erreichen einer bleibenden Dehnung von wenigstens 0,2%. Erörterung der Ergebnisse mit Folgerungen, besonders für den durch die Verringerung der Härte und die Parameter im Zeitstandversuch mittelbar gekennzeichneten Abbau von inneren Spannungen sowie (hieraus resultierend) für eine vereinfachte Glühbehandlung von Schweißverbindungen.     

Vermischungsvorgänge beim Stranggießen

Die Untersuchung stationärer und instationärer Zustände beim Sequenzgießen auf einer Brammenstranggießanlage hat Informationen über die wichtigsten Einflußparameter auf den Ablauf der Vermischungsvorgänge geliefert. Je nach betrieblichen Gegebenheiten und Erfordernissen können Gießstrategien zur Abflachung oder Aufrichtung der vermischungsbedingten Konzentrationsverläufe im festen Strang angewendet werden. Die modellmäßige Beschreibung der Mischvorgänge wurde unter vereinfachenden Annahmen und erster Näherung nach dem Konzept der Kaskade mit seriellen Mischzellen vorgenommen. Es ist zu erwarten, daß die Mischvorgänge beim Stranggießen in Zukunft wegen steigender Ansprüche an die Gleichmäßigkeit des Produktes im Mittelpunkt von Entwicklungsarbeiten stehen werden.     

Einfluß der Carbidverteilung auf die Zeitstandfestigkeit niedriglegierter Chrom-Molybdän-Vanadin-Stähle

Zeitstandversuche an sechs Chrom-Molybdän-Vanadin-Stählen mit rd. 0,15% C, 0,5 bis 1,3% Cr, rd. 0,5% Mo und 0,2 bis 0,5% V in verschiedenen Wärmebehandlungszuständen bei 550 bis 625 °C bis zum Erreichen einer gleichbleibenden Kriechgeschwindigkeit im Sekundärbereich des Kriechens. Abgrenzung zweier Spannungsbereiche mit linearem Zusammenhang zwischen dem Logarithmus der Kriechgeschwindigkeit und dem Logarithmus der Spannung. Rechnerische Abschätzung der Grenzspannung zwischen diesen beiden Bereichen unter der Voraussetzung eines Kriechmechanismus nach dem Modell von Orowan. Elektronenmikroskopische Gefügeuntersuchungen an einem Vanadinstahl mit rd. 0,1% C und rd. 0,5% V. Nachweis von Kletterbewegungen der Versetzungen. Hinweise auf Wechselwirkungen der Versetzungen mit in der Grundmasse gelösten Fremdatomen. Einfluß des Teilchenabstandes im Bereich von 900 bis 2000 Å und des Teilchendurchmessers zwischen 300 und 700 Å bei großen Teilchenabständen auf die Kriechgeschwindigkeit. Vergleich mit bekannten Beziehungen zur Errechnung der Kriechgeschwindigkeit.     

Die Auswirkung der Bedingungen beim Einschwingen von Ermüdungsanrissen in Bruchmechanikproben der Stähle St 37-3 und St 52-3

Einbringen von Ermüdungsanrissen bei Raumtemperatur und bei —196 °C in 35 mm dicke CT-Proben der Stähle St 37-3 mit 0,08% C, 0,17% Si, 0,45% Mn, 0,019% P und 0,017% S sowie St 52-3 mit 0,13% C, 0,20% Si, 1,19% Mn, 0,017% P und 0,018% S. Ermittlung der Bruchzähigkeit bei Temperaturen zwischen Raumtemperatur und —196 °C. Einfluß der Einschwingtemperatur und der Höhe der Ermüdungsbeanspruchung auf die Größe der plastisch verformten Zone im Rißgrund des Ermüdungsanrisses. Auswirkungen auf die ermittelten Werte der Bruchzähigkeit. Höchstzulässige Werte für die Größe der plastisch verformten Zone.     

Beitrag der flüchtigen Badkomponenten im Rührgas zur Rührleistung und Mischzeit zu verschiedenen Zeitpunkten des Frischens

Die bisherige gute Bewährung der Methode der digitalen Systemsimulation ermutigte zu dem Versuch einer Simulierung einiger Vorgänge im Konverter zu bestimmten, isoliert betrachteten Zeitpunkten unter realen Bedingungen. Ausgehend von jeweils vorgegebenen Badzusammensetzungen werden die Folgen einer Inertgaszufuhr zu einem 250-t-Stahlbad untersucht. Mit fortschreitendem Frischverlauf steigt die von den Gasblasen im Bad induzierte Leistung deutlich an. Die bei gleichbleibendem Inertgaseinsatz durch den Konverterboden erzielte Rührleistung hängt im starken Maß von der Konzentration der in der Schmelze vorhandenen flüchtigen Komponenten ab. Beispielsweise erlaubt erst ein günstiger werdendes Sauerstoffangebot für den Badkohlenstoffgehalt eine verstärkte CO-Bildung. Die zusätzliche Gasentwicklung erhöht sehr deutlich die erzielbare Rührleistung. Die Beiträge der einzelnen Gassorten in den aufsteigenden Blasen zur Gesamtleistung sind zu den verschiedenen betrachteten Zeitpunkten unterschiedlich. Bei hohen Badkohlenstoffgehalten dominiert der Beitrag des Argons, der (obwohl auch er wächst) bei späteren Zeitschnitten zunehmend und deutlich von dem des CO-Anteils übertroffen wird. Die Untersuchung der Zusammensetzung der Gasblasen beim Verlassen des Stahlbades zeigt deutlich den Einfluß der Badzusammensetzung. Bei Frischbeginn bestehen die Gasblasen überwiegend aus Argon, bei Frischende überwiegend aus CO; Rührgas und das Reaktionsgas CO verhalten sich fast spiegelbildlich. Beim Stickstoff macht sich sein Minimum im Badgehalt bemerkbar. Die Geschwindigkeiten des Stahlbades über den Rührgas-Einblaselementen und in den äußeren Zonen der Schmelze werden mit fortschreitendem Frischverlauf immer höher und steigen mit dem Volumenstrom des pro Kanal eingeblasenen Rührgases. Die Mischzeiten im Stahlbad werden mit zunehmendem Gesamtrührgasdurchsatz und zunehmendem Stofftransport in die Rührgasblasen kürzer. Die Simulationsergebnisse erlauben eine Deutung für die im Schrifttum zu beobachtende immer häufigere Nennung niedriger spezifischer Rührgasströme: Sie erzeugen bei Frischbeginn relativ große Mischzeiten (und fördern damit die Schlackenbildung), erzielen jedoch bei Frischende fast die gleichen niedrigen Mischzeiten wie höhere spezifische Rührgasströme.     

Möglichkeiten zur Beeinflussung von Umwandlungstemperaturen am Beispiel zweier hochlegierter Warmarbeitsstähle

Mit Hilfe einer dilatometrischen Meßeinrichtung erfolgte zunächst für die zwei vergleichend gegenübergestellten Stähle × 30 WCrV 9 3 und × 30 WCrV 5 3 die Bestimmung von Zeit-Temperatur-Austenitisierungs-Schaubildern mit dem Parameter der Martensitbildungstemperatur. Hierbei ist festzustellen, daß bei gleichen Aufheizgeschwindigkeiten und Austenitisierungstem-peraturen die martensitische Umwandlung bei dem höher wolframhaltigen Stahl früher eintritt als bei dem Vergleichswerkstoff. Hieraus ist abzuleiten, daß der erhöhte Wolframgehalt die Umwandlungsträgheit des Austenit abbaut. Ferner wurde der Frage nachgegangen, in welcher Weise Phasenveränderungen auftreten, wenn Formänderungen im Phasengebiet des unterkühlten Austenit mit langen Phasenanlaufzeiten der Perlitbildung vorgenommen werden. Für beide Stähle gilt gleichermaßen, daß umforminduzierte Spannungen das Phasenfeld des Perlit zu kürzeren Zeiten verschieben, wobei jedoch die bekannten Zusammenhänge der Keimbildung und des Keimwachstums erhalten bleiben. Aufgrund der um 100°C höher gewählten Austenitisierungstemperatur und der hiermit einhergehenden Karbidauflösung tritt eine Austenitstabilisierung ein, die bei dem Stahl × 30 WCrV 9 3 durch den Wolframgehalt nicht wieder rückgängig gemacht werden kann. Insofern stellt sich dieser Stahl im Vergleich zum Stahl × 30WCrV 5 3 als Umwandlungsträger dar. Schließen sich dem Umformvorgang eine isotherme Haltephase mit einer teilperlitischen Phasenumwandlung und ein folgender Abkühlvorgang an, ist ein zeitabhängiger Anstieg der Martensit- (Bainit-) Bildungstemperatur zu beobachten. Formänderungen selbst senken durch den von ihnen erzeugten Eigenspannungszustand diese Umwandlungstemperatur.     

Mathematisches Modell zur Berechnung der Sumpfgeometrie bei Stranggieß-und Elektro-Schlacke-Umschmelzverfahren

Beschreibung eines mathematischen zweidimensionalen Modells zur Bestimmung des stationären Temperaturfeldes und des Sumpfprofils beim Elektro-Schlacke-Umschmelzverfahren und beim Stranggießverfahren. Angaben einer analytischen Lösung des Wärmeleitproblems für Zylinderprofile und Rechteckquerschnitte. Erfassung der Erstarrung in einem numerischen Modell unter Berücksichtigung einer Wärmequelle im Erstarrungsintervall bei Legierungen und durch eine Phasenübergangsbedingung bei Reinmetallen. Erörterung über die Anwendungsbereiche der mathematischen Lösungen für die verschiedenen Betrachtungsweisen.     

Einfluß der Abkühlungsgeschwindigkeit beim Härten auf die Zähigkeit von Warmarbeitsstählen

Gefügeaufbau, Kerbschlagzähigkeit und mechanische Eigenschaften bei Raumtemperatur und erhöhten Prüftemperaturen von bei der Vergütung mit verschiedenen Abschreckgeschwindigkeiten gehärteten Warmarbeitsstählen. Einfluß von Anteilen an Zwischenstufe im Härtungsgefüge und der Stärke der Korngrenzenkarbidausscheidungen auf die Zähigkeit der Warmarbeitsstähle bei Raumtemperatur und erhöhten Temperaturen. Versuche zur Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften besonders der Warmzähigkeit von bei der Vergütung mit verringerter Abkühlungsgeschwindigkeit gehärtetem Stahl X 30 WCrV 53 durch Erhöhung des Kohlenstoff-, Vanadin- und Chromgehaltes des Stahles.     

Fortschritte in der quantitativen Mikrobereichsanalyse von Stickstoff in Stahl

Die Mikrobereichsanalyse von Stickstoff im Gefüge der Stähle wurde weiterentwickelt. Dazu wurden Röntgen-Mikrosonden in zehn Laboratorien und Augerelektronen-Mikrosonden in zwei Laboratorien eingesetzt. Verschiedene Serien von Eich- bzw. Standardproben wurden hergestellt und charakterisiert, um damit die Voraussetzung der quantitativen Bestimmung der Stickstoffmassenanteile zu schaffen. Es hat sich herausgestellt, daß eine Standardprobe, bestehend aus homogenem Fe₄N, in den meisten Fällen hervorragend geeignet ist, um die Massenanteile von Stickstoff in Stählen mit bis zu 8 % Stickstoff-Massenanteil ohne ZAF-Korrektur zu bestimmen. Die erreichten Nachweisgrenzen für den Anteil von Stickstoff im Stahl, die meßtechnisch praktikabel sind, betragen für die Röntgen-Mikroanalyse (XMA) 0,02 % Massenanteil und für die Augerelektronen-Mikroanalyse (AES) 0,1 %. Die Richtigkeit der Stickstoffbestimmung wurde mit den verschiedenen Serien der im Rahmen dieser Arbeit hergestellten Standardproben ermittelt. Außerdem wurde das ZAF-Korrekturverfahren nach Büchner und Pitsch so modifiziert, daß es jetzt nicht nur für Stickstoff, sondern auch für die anderen leichten Elemente verwendbar ist. Die AES weist im Vergleich zur XMA einige Besonderheiten auf, die auch bei der Analyse des Stickstoffs sichtbar wurden. Die Richtigkeit der mit AES bestimmten Stickstoff-Massenanteile wurde mit den Standardproben überprüft. Die erarbeitete Analysentechnik wurde computergestützt bei austenitischen Chrom-Nickel-Stählen angewendet.     

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 chemischer Zusammensetzung und Herstellungsbedingungen auf die Rißanfälligkeit Te-Iegierter Automatenstähle

Heißzugversuche und begleitende metallkundliche Untersuchungen wurden durchgeführt, um Festigkeit und Zähigkeit von Automatenstählen beim Stranggießen und Warmumformen in der 1. Hitze durch geeignete Versuchsführung im Labormaßstab zu bestimmen. Dabei galt es, den Einfluß des Legierungselementes Tellur in Gehalten von 0–0,047% festzulegen. Es zeigte sich eine starke Abhängigkeit der Festigkeit, der Zähigkeit und des Bruchverhaltens von dem durch die Versuchsführung gegebenen Gefügezustand, der Prüftemperatur und der Zerreißgeschwindigkeit. Im Heißzugversuch nach partiellem Aufschmelzen der Proben ?in situ” zeigen alle untersuchten Stähle einen extrem starken Abfall der Brucheinschnürungswerte im Bereich des zweiten Zähigkeitsabfalls. Dieser wird auf eine Ausscheidung von z.T. flüssigen, sehwefelreichen Phasen, insbesondere auf den Austenitkorngrenzen, aufgrund abnehmender Schwefellöslichkeit und langsamer Mangandiffusion bei sinkender Temperatur zurückgeführt. Sensibilisierungsversuche im Temperaturgebiet der Warmumformung wurden an zuvor partiell aufgeschmolzenen Proben sowie an Proben im industriell erzeugten Gußzustand und im vorgewalzten Zustand der Stahlsorte 9 SMnPb 28 mit und ohne Tellur durchgeführt. Während die Festigkeitswerte keine Abhängigkeit vom Tellurgehalt zeigen, weisen sämtliche tellurlegierten Proben unterhalb von 1150°C deutlich niedrigere Brucheinschnürungswerte auf als die entsprechenden tellurfreien Varianten. Verantwortlich hierfür ist eine Flüssigmetallversprödung, die durch aufschmelzende Bleitelluride verursacht wird.