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.     

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.     

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.     

Verfahren zur Berechnung der thermischen und thermo-visko-elasto-plastischen Vorgänge beim Stranggießen von Stahl

Entwicklung einer Berechnungsmethode zur Beschreibung der thermo-mechanischen Vorgänge beim Stranggießen. Verfahren zur Bestimmung der instationären Temperaturfelder und des Erstarrungsfortschrittes (Schalenwachstum). Beschreibung des temperaturabhängigen thermo-visko-elasto-plastischen Materialverhaltens des Stahles im Hochtemperaturbereich. Methode zur Berechnung der zeitlichen Entwicklung der Deformations- und Spannungszustände im über die Stützrollen bewegten Strang, einschließlich der Wärmespannungen und deren Einfluß auf das Bulging-Verhalten.     

Grundlagen des Thermocoil-Verfahrens zur Herstellung höherfester Betonstähle auf Drahtwalzanlagen

Die anlagentechnischen und technologischen Bedingungen von modernen Drahtwalzanlagen bieten besondere Möglichkeiten zur Herstellung von höherfesten Betonstählen durch thermomechanische Behandlung. Vorverformungen in der Vor- und Mittelstaffel und die hohe und schnelle Endumformung im Drahtblock führen zu einem sehr feinkörnigem Austenitgefüge am Ende des Umformprozesses, das durch eine auf die chemische Zusammensetzung des Stahles abgestimmte Druckwasserkühlung im Anschluß an den Walzprozeß in ein entsprechend feinkörniges Sekundärgefüge, gegebenenfalls kombiniert mit einer partiellen Vergütung (Vergütung der Randzone), umgewandelt werden kann. Die zeitliche Veränderung der Temperaturverteilung über den Querschnitt im Verlauf der Druckwasserkühlung und des nachfolgenden Temperaturausgleichs an Luft läßt sich mit geeigneten mathematischen Modellen berechnen, so daß aus den bekannten Zusammenhängen zwischen Eigenschaften, Struktur und Abkühlbedingungen die anlagentechnischen Parameter für die thermomechanische Behandlung von Betonstählen auf Drahtwalzanlagen rechnerisch ermittelt werden können. Die Beherrschung der beim Durchlauf durch die Wasserkühlstrecke auf den Walzdraht wirkenden Bremskräfte erfordert eine spezielle Technologie für den Betrieb der Drahttreiber.     

Die Einflüsse auf den Wärmeübergang in Industrieöfen

Arten der Wärmeübertragung und Bewinflussungsmöglichkeiten im Industrieofen. Mathematische Behandlung der einzelnen Vorgänge beim Wärmeübergang und Überprüfung der Rechenergebnisse durch Betriebsversuche. Die verschiedenen Einflußgrößen beim Wärmeübergang durch Berührung, Gas- und Wandstrahlung. Anwendungsmöglichkeiten.     

Einfluß von überlagerter Badströmung,Stofftransport und Badgeometrie auf eine Gasdispersion

Das früher entwickelte digitale Simulationsmodell zur Beschreibung der Vorgänge, die durch das Einleiten von Gas in eine Stahlschmelze initiiert werden, wird benutzt, um den Einfluß einer überlagerten Flüssigkeitsströmung, des Stoffaustauschs, der Badgeometrie und unterschiedlicher Gasdurchsätze auf Bildungsfrequenz, Zahl und Oberfläche der Blasen, den relativen Gasgehalt und die Auswaschwirkung zu untersuchen. Mit steigender Badgeschwindigkeit entstehen mehr und kleinere Blasen, eine strömende Flüssigkeit sorgt also selbst für eine feinere Dispergierung des eingeblasenen Gases. Dieser Dispergiereffekt verstärkt sich bei Stoffaustausch, obwohl grundsätzlich der Stoffübergang in die Blase hinein sie vergrößert. Die Verweilzeit der Blasen im Bad sinkt wegen der Verkürzung der Blasen-ablösezeiten und wegen des schnelleren Durcheilens des Bades infolge des Gleichstroms. Unter den vorgegebenen Bedingungen vermag die bessere Gasdispergierung nicht, die Nachteile aus kleinerer Blasenoberfläche und kürzerer Verweilzeit im Bad zu kompensieren, wenn man den Erfolg ausschließlich am Auswascheffekt mißt. Dieser Effekt sinkt mit steigender Badgeschwindigkeit. Dieses Ergebnis bleibt auch dann bestehen, wenn man die unterschiedlichen Verweilzeiten berücksichtigt. Bäder mit hohem Schlankheitsgrad sind meistens günstig. Stoffaustausch kann Abhängigkeiten von der Badgeschwindigkeit umkehren, beispielsweise beim relativen Gasgehalt. Die Ergiebigkeit des Stoffaustauschs spielt eine wichtige Rolle, beispielsweise vergrößern höhere Badkohlenstoffgehalte die spezifische Phasengrenzfläche und den relativen Gasgehalt im Bad. Das Simulationsmodell läßt Aussagen zu, die im Experiment nur schwer zu gewinnen sind; beispielsweise erlaubt es nicht nur ?Momentaufnahmen” von der Gesamtzahl aller Blasen und der spezifischen Phasengrenzfläche im Bad, sondern auch von der Blasenzahl und Grenzfläche, die man aus der Einheitsmenge des eingeblasenen Gases erhalten kann. Man erhält somit Hinweise für die Auslegung und Betriebskosten der Aggregate. Bei der Prüfung des Auswascheffektes kann man die Betrachtung der Möglichkeiten des Gases von den am Bad erzielten Effekten trennen, die Optima des Gasausnutzung (in bezug auf das Auswaschen) fallen nicht mit den Optima der Badraffination zusammen.     

Simulation des Profilwalzens mit Hilfe von Werkstoffmodellen und der Finite-Elemente-Methode

Eine Grundvoraussetzung für die Einführung der thermomechanischen Behandlung beim Profilwalzen ist die Beherrschung der örtlichen Vorgänge im Walzspalt. Hierzu bietet sich die Finite-Elemente-Methode (FEM) als Hilfsmittel zur Ermittlung der örtlichen Prozeßparameter Vergleichsformänderung, Vergleichsformänderungsgeschwindigkeit und Temperatur an. Werkstoffmodelle können zur Beschreibung der örtlichen physikalisch-metallurgischen Vorgänge in einem Material und zur weiteren Entwicklung der FEM verwendet werden. Über die möglichen Wege für die Simulation des Profilwalzens mit FEM und Werkstoffmodellen sowie durch Verwendung von Warmumformsimulationen am IBF und am IEHK wird in dieser Arbeit berichtet. Walzungen im Labormaßstab von 4 Stichen der Kaliberreihe Oval-Quadrat werden Rechenergebnissen für die Stahlsorten C 35 und 50 CrV 4 gegenübergestellt. Ergebnisse aus Versuchswalzungen und Warmzugsimulationen für die Stahlsorte 50 CrV 4 werden verglichen und diskutiert. Erläuterungen über die allgemeine Anwendung der hier verwendeten Arbeitsroutine werden am Ende dieser Arbeit gemacht. Die Ergebnisse zeigen die Bedeutung dieser Arbeitsroutine für die Simulation des Profilwalzens.     

Ermittlung der Rißzähigkeit aus den Werkstoffkenngrößen Streckgrenze und Spaltbruchspannung hochfester Stähle für unterschiedliche Beanspruchungsbedingungen

Zur Ermittlung der Rißzähigkeit aus den Werkstoffkenngrößen Streckgrenze und Spaltbruchspannung, die in kostengünstigeren Verfahren bestimmt werden können, wurden durch Verknüpfung zweier Modellvorstellungen die Rißzähigkeitswerte errechnet und mit den experimentell gefundenen Werten verglichen. Die Kenngrößen Streckgrenze und Spaltbruchspannung wurden für die Stähle St 52-3 und 34 NiCrMo 74 im Zug- und Biegeversuch in Abhängigkeit von Temperatur und Dehngeschwindigkeit aufgenommen. Die Untersuchungen ergaben, daß bei Rißausbreitung durch Spaltbruch der Einfluß von Temperatur und Dehngeschwindigkeit auf die Rißzähigkeit mit Hilfe des dargestellten Ansatzes abgeschätzt werden kann, wenn die jeweilige Streckgrenze sowie die Spaltbruchspannung und die werkstoffspezifische Größe Δx_c gegeben sind.     

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.     

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.     

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.     

Maßnahmen zur Verbesserung der Richtigkeit von Stahlanalysen mit Automaten

Das Verhältnis der Vergleichbarkeit zwischen den Laboratorien zu der Wiederholbarkeit innerhalb der Laboratorien bei der Erstellung von analytischen Informationen läßt auf systematische Unterschiede zwischen den Laboratorien schließen. Die so konstatierte unterschiedlich gute Beschreibung der Realität soll durch Erzeugen analytischer Informationen größtmöglicher Richtigkeit verbessert werden. Das wird erreicht durch Referenz; das ist eine definierte Atomzahl des Analyten, die nach einer Voranalyse durch Rekonstitution der Probenportion in Form einer festen oder flüssigen Lösung den gleichen physikalischen und chemischen Bedingungen ausgesetzt wird wie die Analysenprobe. Es werden der Produktion angepaßte sekundäre Referenzproben erzeugt für die Eichkontrolle der Analysengeräte nach mehreren Methoden. Dabei soll schließlich durch minimalen Aufwand eine maximale Übertragung des Vertrauens in die Referenz auf den Analyten in der Analysenprobe gesichert werden.     

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.     

Dauerschwingverhalten nichtrostender Stähle unter gleichzeitiger korrosiver Beanspruchung,Teil 2: Schwingungsrißkorrosionsverhalten

In dieser Arbeit werden die bisher am Lehrstuhl für Werkstoffkunde und Mechanische Technologie der Universität Kaiserslautern durchgeführten Untersuchungen auf dem Gebiet des Schwingungsrißkorrosionsverhaltens nichtrostender Stähle dargestellt. Eine Prüfapparatur zur Durchführung von Dauerschwingversuchen bei kontrollierter elektrochemischer Korrosion wird beschrieben. Die dynamischen Festigkeitskennwerte des untersuchten Stahles X 5 CrTi 12 (1.4512) liegen bei überlagerter Korrosion durch das Modellkondensat wesentlich unter den an Luft ermittelten Werten. Eine Dauerschwingfestigkeit kann erwartungsgemäß nicht bestimmt werden. Der Einfluß der Elektrolyttemperatur von maximal 80°C auf die Schwingfestigkeit ist bei den gewählten Versuchsparametern von untergeordneter Bedeutung. Durch Messung des zeitlichen Verlaufs des freien Korrosionspotentials kann ein Zusammenhang zwischen der Lebensdauer der Schwingproben und der Länge der sich einstellenden Potentialstufen festgestellt werden. Durch Aufprägen geeigneter elektrochemischer Potentiale im potentiostatischen Halteversuch ist eine deutliche Erhöhung der Zeitschwingfestigkeit gegenüber dem unkontrollierten Zustand möglich.     

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.     

Das Verformungsverhalten mittengekerbter Großzugproben

Aufgrund der Geometrie und der überwiegenden Zugbeanspruchung weisen die mittengekerbten Großzugproben ein Verformungsverhalten auf, das sich von dem anderer fehlerbehafteter Proben deutlich unterscheidet. Der eingebrachte Fehlerführt dazu, daß die plastischen Verformungen in V-förmigen Bereichen ablaufen. Probenbreite, Fehlerlänge und die Form der Spannungs-Dehnungskurve haben keinen Einfluß auf die Form und die bevorzugte Ausbreitungsrichtung der plastischen Zonen. Die Abhängigkeit der gemessenen Spannungen und Dehnungen der Großproben von der Probenbreite kann anhand von begleitenden FE-Rechnungen durch das Verformungsverhalten erklärt werden. Die FE-Rechnungen ergaben auch, daß das Gesamtverhalten der Großproben unter der Annahme des ebenen Spannungszustands beschrieben werden kann, an der Fehlerspitze jedoch ein dreiachsiger Spannungszustand vorliegt.     

Möglichkeiten der Beeinflussung von Austenitkorngrößen

In einer Übersicht werden die unterschiedichen Mechanismen zusammengestellt, die zu einem Austenitkornwachstum führen können. Anhand von Zahlenbeispielen werden die treibenden Kräfte und die Geschwindigkeiten der Korngrenzenverschiebung aufgrund der einzelnen Vorgänge erläutert. Vor allem durch Einlagern von Teilchen kann die Korngröße des Austenits auch bei hohen Temperaturen klein gehalten werden. Hierbei ist insbesondere die durch Wärmebehandlung einstellbare Größe der Teilchen von besonderer Bedeutung. Die Austenitkorngröße beeinflußt bei einer Abkühlung je nach Ablauf der Umwandlung die Korngröße und die Ausbildung des bei Raumtemperatur vorliegenden Gefüges.     

Die Werkstoffbeanspruchung im quergepreßten Seildraht – Hochfester Stahldraht für Seile und Bündel in der Bautechnik

An einem Runddraht mit 4 mm Dmr. der fünften Lage eines vollverschlossenen Spiralseiles mit 80 mm Dmr. Ermittlung der mechanischen Beanspruchungen, die sich aus ruhenden und wechselnden Lasten auf einen Runddraht im Drahtverband eines Spiralseiles ergeben. Für die zulässige Gebrauchslast quantitative Bestimmung der Größe und des Verlaufs der Spannungen im Draht als Folge der Vorbehandlung, der Verseilung und seiner Lagerungsbedingungen im Seil. Errechnung von Vergleichsspannungen als Maßt ür die Größe der Werkstoffanstrengung im Draht. Die Länge der Reibwege von benachbarten Drähten für den Wechsellastanteil.     

Erwärmung von Brammen und Knüppeln ohne Randentkohlung durch Kohlenstoffrestauration

Die Erwärmung von kohlenstoffreichem Stahl in oxidierenden Atmosphären führt zur Randentkohlung. Anhand eines vereinfachten mathematischen Modells wird nachgewiesen, daß die Randentkohlung unmittelbar im Anschluß an die Erwärmung wieder rückgängig gemacht werden kann. Das Wärmgut wird hierzu nach Erreichen der Ziehtemperatur in einer kohlenstoffabgebenden Atmosphäre wieder aufgekohlt. Das Verfahren wird als Kohlenstoffrestauration bezeichnet. Für die Guterwärmung kann ein weitgehend konventionell aufgebauter Wärmofen verwendet werden. Die Kohlenstoffrestauration findet in einem zweiten Ofen statt, dessen Atmosphäre durch Teilverbrennung geeigneter Brennstoffe erzeugt wird. Eine Wärmeübertragung an das Gut ist in diesem Ofen nicht vorgesehen. Die Brennstoffe müssen so zusammengesetzt sein, daß bei ihrer Teilverbrennung erstens eine ausreichende thermische Enthalpie freigesetzt wird, mit der die Atmosphäre auf die Wärmguttemperatur erwärmt und Wärmeverluste ausgeglichen werden können und daß zweitens das teilverbrannte Gas noch aufkohlend gegenüber dem randentkohlten Stahl wirkt. Es wird gezeigt, daß Brennstoffe mit einem Atomverhältnis von Wasserstoff zu Kohlenstoff von H/C < 2 beide Bedingungen im allgemeinen gleichzeitig erfüllen. Wärmofen und der Ofen zur Kohlenstoffrestauration sind energetisch gekoppelt, indem das verbrauchte noch brennfähige Aufkohlungsgas im Wärmofen als Brennstoff eingesetzt wird. Die Kohlenstoffrestauration erfordert deshalb einen geringeren Energieaufwand als bisher übliche Verfahren zur Wiederaufkohlung von Stahl. Der Zeitbedarf für die Kohlenstoffrestauration ist aufgrund der hohen Prozeßtemperatur der Wärmzeit des Gutes ähnlich.