Untersuchungen zum Einfluß der Korngröße,der Vorverformung sowie der Belastung während der Beladung auf die Wasserstoffversprödung einiger kubisch-flächenzentrierter Werkstoffe

Beladungsversuche an Flachzugproben in 1n H₂SO₄ bei einer Stromdichte von i = 100 mA/cm². Wasserstoffaufnahme bzw. Ausscheidung von Wasserstoff an Korngrenzen. Korngrößenabhängige verformungsbedingte Martensitausbildung der instabilen austenitischen Stähle. Zunehmende Wasserstoffempfindlichkeit der instabilen austenitischen Stähle mit der Verformung aufgrund des verformungsbedingten martensitischen Gefügeanteils sowie der koplanaren Versetzungsanordnungen. Abnehmende Versprödungsneigung der stabilen Austenitstähle sowie des Nickels mit der Verformung durch den Übergang der koplanaren Versetzungsanordnungen in eine Zellstruktur. Erhöhte Versprödungsanfälligkeit der unter Last beladenen Proben im Vergleich zu unbelastet beladenen Proben, bedingt durch die Dilatation des Gitters.     

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.     

Untersuchungen zur reversiblen Anlaßsprödigkeit

Untersuchungen an vier Stählen mit rd. 1) 0,33% C, 1,2% Cr, 2,75% Ni, 2) 0,23% C, 0,7% Cr, 3,3% Ni, 3) 0,3% C, 1,95% Cr, 0,25% Mo, 1,9% Ni und 4) 0,2% C (unlegiert) über die Ursachen der Anlaβsprödigkeit durch Ermittlung der Temperatur-Kerbschlagzähigkeit-Kurven, des Gefüges (licht- und elektronenmikroskopisch), des Dämpfungsverhaltens im Hz-Bereich sowie der Kennwerte im Zugversuch (mit Dehngeschwindigkeiten bis 10² s^?1) nach Vergüten auf annähernd gleiche Festigkeit und anschlieβendem Anlassen auf Gefügezustände unterschiedlichen Zähigkeits- bzw. Versprödungsgrades. Einphasige Entmischung als wahrscheinliche Hauptursache der Anlaβ-versprödung.     

Langzeitversprödung von hitzebeständigem CrNi-Stahlblech und -Schweißgut durch Sigma-Phase

Zur Beurteilung der Versprödungsneigung des hitzebeständigen Stahles X 7CrNi2314 (AISI309) und von Schweißgut (X 12 CrNi25 21) AISI 310 für eine Betriebsbeanspruchung bei 630°C wurden Glühversuche bis zu 30 000h Dauer durchgeführt. Das austenitische Blechmaterial weist einen geringen Anteil an feinzeilig angeordnetem Ferrit auf (ca. 2 %), der sich im Verlauf der Glühbehandlung bei 630°C in Sigma-Phase und Austenit umwandelt. Obwohl damit ein Absinken der Kerbschlagzähigkeit verbunden ist, darf nicht von einer eigentlichen Versprödung gesprochen werden. Die stark anisotrope Verteilung der Sigma-Phase kann sich allerdings bei einer Beanspruchung quer zu den Zeilen ungünstig auswirken. Für die untersuchten vollaustenitischen Schweißgutproben ist kennzeichnend, daß die RT-Kerbschlagzähigkeit oberhalb 1 000 bis 3 000 h verstärkt abfällt. Die Ursache dieser Versprödung liegt in einer zunehmenden Ausscheidung von Sigma-Phase entlang den Austenitkorngrenzen. Die Ergebnisse zeigen, daß zur Beurteilung der Versprödungsneigung in einem Temperaturbereich deutlich unterhalb der optimalen Sigma-Bildungsbedingungen, Langzeitversuche mit mehr als 1000 h Glühdauer notwendig sind.     

Der Diffusionsstopp bei elektrolytischer Wasserstoffaufnahme von Stahl mit geringem Kohlenstoffgehalt

Versuchsmäßige Hilfsmittel zur Erzielung wiederholbarer Meßergebnisse bei der Beladung von weichem Stahl (Armcoeisen mit 0,016% C, 0,002% Si, 0,024% Mn, 0,005% P und 0,0026% N) mit Wasserstoff, dabei Einhalten genauer Versuchsbedingungen wie Stromdichte, Probenvorbehandlung und chemische Reinheit des Elektrolyten. Ermittlung des Volumens des aufgenommenen Wasserstoffs in Abhängigkeit von Diffusionsstopp und Oberflächenveränderungen durch elektrolytische Beladung.     

Stoffaustausch zwischen flüssigem Eisen und Schlacke beim Sprühraffinationsverfahren

Erläuterung des Sprühraffinationsverfahrens, bei dem eine Schmelze mit inertem Gas verdüst wird und die entstehenden Metalltropfen durch eine Raffinationsschlacke fallen. Erörterung der Gesetzmäßigkeiten für die Stoffaustauschvorgänge zwischen Metalltropfen und Schlacke. Bestimmung der mittleren Tropfengröße beim Versprühen von kohlenstoffgesättigtem Roheisen. Untersuchung der Wirkung der Sprühraffination am Beispiel der Entschwefelung des Roheisens mit Schlacken des Systems CaO–CaF₂–Al₂O₃ bei 1600 °C. Ermittlung des Stoffübergangskoeffizienten des Schwefels für den umgekehrt transitorischen Phasenkontakt und Vergleich mit Werten bei anderen Techniken des Phasenkontaktes Metall-Schlacke.     

Vermeidung von Korngrenzenversprödung im Stahl X 40 CrMoV51

Ziel der Arbeit war es zu untersuchen, ob ein durch langsame Abkühlung von hohen Glüh- oder Umformtemperaturen gebildetes Korngrenzenkarbidnetzwerk durch eine in der Praxis zur Kornrückfeinung verwendete Warmumformung zertrümmert bzw. durch eine thermomechanische Behandlung vermieden werden kann. Des weiteren sollte geklärt werden, welche Umformgrade dazu nötig sind. Es konnte gezeigt werden, daß nach Versprödung der Korngrenzen das Karbidnetz schon bei geringen Umformgraden (λ ≥ 2) beseitigt wird. Bei den Längsproben findet man mit zunehmendem Umformgrad ansteigende, bei den Querproben dagegen bei λ > 4 wieder fallende mechanische Kennwerte. Dies wurde zum einen auf die Gefügegleichmäßigkeit und damit die Vermeidung energiearmer interkristalliner Rißausbreitung und zum anderen auf zunehmende Anisotropie bei steigender Umformung zurückgeführt. Unter Vermeidung von Korngrenzenkarbidausscheidungen durch eine thermomechanische Behandlung ergeben sich durchweg gute mechanische Kennwerte, so daß sich aufgrund des geringen Aufwandes eine niedrige Schmiedeendtemperatur für die Praxis empfiehlt.     

Zur Untersuchung von Ausscheidungsvorgängen in warmfesten Stählen mit rd. 12% Cr bei 500 und 600 °C

Metallographische, elektronenmikroskopische und röntgenographische Untersuchung des Gefügezustandes von sieben verschiedenen warmfesten Stählen mit rd. 0,20% C, rd. 12% Cr und Gehalten an Molybdän bis 2,2%, Vanadin bis 1,11% und Wolfram bis 3,97% nach dem Lösungsglühen bei 1300 °C und Abschrecken in Wasser sowie nach anschließendem Glühen bei 500 und 600 °C während 0,5 bis 5000 h. Gehalt an δ-Ferrit im lösungsgeglühten Zustand. Nachweis der aufeinanderfolgenden Carbidausscheidungsreaktionen im angelassenen Martensit und der Bildung von Lavesphase in δ-Ferrit bei Anwesenheit von Molybdän oder Wolfram. Härteänderung in Abhängigkeit von der Glühdauer. Einfluß der Keimbildungsbedingungen auf den Anstieg der Härte durch Ausscheidung von M₇C₃.     

Das Ausscheidungsverhalten von α-Mischkristallen des Eisens mit Arsen und Antimon

Beeinflussung der technologischen Eigenschaften von Stahl durch die Elemente der V. Gruppe des Periodensystems. Härtemessungen zur Erfassung der Versprödung. Ergänzung der Antimonseite des Zustandsschaubildes Eisen-Antimon mittels röntgenographischer Bestimmung der Antimonlöslichkeit und Differentialthermoanalyse. Metallographische Untersuchungen der Keimbildung, Morphologie und Kinetik der Ausscheidungen der Fe₂As-Phase und der ε-Phase einiger Eisen-Arsen- und Eisen-Antimon-Legierungen. Korngrenzen- und Versetzungsreaktion bei der diskontinuierlichen Ausscheidung und Übergang von diskontinuierlicher zu kontinuierlicher Ausscheidung im Zusammenhang mit den an der ε-Phase des Systems Eisen-Antimon gewonnenen Versuchsergebnissen. Ermittlung und Deutung der Aktivierungsenergien der Ausscheidungen.     

Über den Zusammenhang zwischen Gasblasenbildung,Strömung und Seigerung bei der Erstarrung von unberuhigtem Stahl

Theoretische Untersuchung der Seigerung erstarrender Legierungen bei turbulenter Strömung der Schmelze. Aufstellung einer Differentialgleichung für den vor der Erstarrungsfront entstehenden Konzentrationsverlauf und Lösung dieser Diffusionsgleichung bei turbulenter Strömung. Ableitung einer Beziehung zur Berechnung der Geschwindigkeit der durch die aufsteigenden Gasblasen verursachten Strömung in der Restschmelze in Abhängigkeit von der erzeugten Gasmenge. Bestätigung der Rechenergebnisse durch Modellversuche bei Einleiten von Luft in Wasser. Überprüfung der theoretischen Vorstellungen durch Ermittlung der Schwefel-, Phosphor- und Sauerstoffgehalte der Speckschicht und der Restschmelze während des Kochens zweier in 1,5-t-Kokillen steigend vergossener unberuhigter Stähle mit rd. 0,067% C und rd. 0,32% Mn zur Berechnung der Erstarrungsgeschwindigkeit des Stahls, der Strömungsgeschwindigkeit an der Erstarrungsfront und des Stoffübergangskoeffizienten der beim Kochen auftretenden Konvektionsströmung.     

Zur Abschätzung der Sprödbruchsicherheit von Turbinenwellen

Sprödbruchuntersuchungen an Grundwerkstoff und Schweißverbindungen von vier Vergütungsstählen mit rd. 0,2 bis 0,35% C, 0,3% Si, 0,6% Mn, 0,8 bis 2,0% Cr, 0,4 bis 0,7% Mo, bis rd. 2,2% Ni und bis 0,1 % V. Ermittlung kennzeichnender Übergangstemperaturen in Kerbschlagbiegeversuchen sowie der Bruchzähigkeit in Schleuderversuchen an innengekerbten Scheiben mit 600 mm Dmr. und in Bruchmechanikversuchen. Statische Biegeversuche an Kleinproben. Allgemeiner Zusammenhang zwischen Bruchzähigkeit, Kerbschlagzähigkeit und Rißauffangübergangstemperatur (FATT) für ferritische Stähle mit 390 bis 1175 N/mm² Streckgrenze. Errechnung der Sicherheit gegen Sprödbruch bei geschweißten und geschmiedeten Turbinenwellen unter Berücksichtigung der möglichen Anfangsgröße von Fehlstellen und deren Wachstum unter Betriebsbedingungen.     

Kohlenstoffaktivität und -löslichkeit in austenitischen Chrom-Nickel-Stählen mit rd. 18% Cr

Ermittlung der Löslichkeit für Kohlenstoff und das Ausscheidungsverhalten von Karbiden in Eisen-Kohlenstoff-Legierungen mit rd. 18% Cr in Abhängigkeit vom Nickelgehalt bis zu rd. 40% durch Aufkohlungsversuche in Wasserstoff-Methan-Gemischen bei Temperaturen zwischen 900 und 1200°C. Auswertung der Versuchsergebnisse für Aktivitäts- und Löslichkeitsberechnungen. Röntgenographische Untersuchungen der isolierten Karbide.     

Vergleich von Kriterien zur Bewertung der Sprödbruchneigung von Baustählen aus Kerbschlag- und Bruchmechanikversuchen

Kennzeichnung der Sprödbruchneigung mittels Kriterien aus den Kerbschlag- und Bruchmechanikversuchen 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, 0,2% Si, 1,19% Mn, 0,017% P und 0,018% S mit vier und zwei verschiedenen Korngrößen zwischen rd. 10 und 100 μm. Gegenüberstellung von Bruchzähigkeit und Kerbschlagzähigkeit. Vergleich einiger Übergangstemperaturkriterien unter Berücksichtigung der statischen und dynamischen Streckgrenze. Angabe von Versprödungsfaktoren.     

Die Änderung des Mikrogefüges von warmfesten Stählen durch Zeitstandbeanspruchung

Untersuchung der Gefügeänderungen in Zeitstandproben aus zwölf Laboratoriumsschmelzen mit rd. 0,15% C, 0 bis 2,4% Cr, 0 bis 1,1% Mo bei 550 °C und Laufzeiten bis 16 000 h mit Licht- und Elektronenmikroskop, durch Carbidisolierungen und durch Röntgenbeugung. Wechselwirkung von Chrom und Molybdän auf die Ausscheidungsvorgänge und auf das Zeitstandverhalten.     

Kennzeichnung von Güteeigenschaften kohlenstoffarmen Stahls durch Dämpfungsmessungen

Untersuchungen über den Einfluß der Wärmebehandlung, der Kaltverformung und des Fremdatomangebotes auf den Höchstwert der Snoek-Dämpfung und der Verformungsdämpfung an 30 kohlenstoffarmen Stählen unterschiedlicher Erschmelzungs- und Vergießungsart. Zusammenhang zwischen dem Sättigungswert und dem Kohlenstoff- und Stickstoffgehalt, dem Steilabfall der Kerbschlagzähigkeit und deren Verschiebung bei künstlicher Versprödung des Stahles. Beziehungen zwischen der Relaxationsstärke des Verformungsmaximums, dem Silizium- und Aluminiumgehalt.     

Versuche zur Vermeidung der Warmversprödung von Chrom-Wolfram-Warmarbeitsstählen

An dem Warmarbeitsstahl X 30 WCrV 5 3 mit rd. 0,3% C, 4,3% W, 2,4% Cr und 0,6% V durch Untersuchung des Umwandlungsverhaltens, besonders in der Zwischenstufe, und durch Warmzugversuche Prüfung der Möglichkeit, durch legierungstechnische Maßnahmen (Änderung des Gehaltes an Kohlenstoff, Silizium, Chrom und Vanadin sowie Zusätze an Zirkon) die Bildung von Zwischenstufe und damit die Neigung zu Warmversprödung zu verhindern.     

Spülentgasung von Stahlschmelzen mit Kohlenmonoxid oder Argon

Vergleich der Spülentgasung durch eine Kohlenmonoxid- oder Argonblase bei unterschiedlichen Übersättigungsverhältnissen zur Festlegung günstiger Verfahrensbedingungen an Hand von Rechnungen mit einem bereits früher abgeleiteten mathematischen Modell für den Stoffaustausch zwischen aufsteigenden Gasblasen und flüssigem Stahl. Ergebnisse zur Spülwirkung für eine Anfangsblasengröße von 10^–7 mol, eine Badhöhe von 50 cm, eine Badtemperatur von 1600 °C, einen Außendruck von 0,987 atm und eine Zusammensetzung der Schmelze mit 0,20% C, 0,015% S, 0,0010% N und 0,0006% H bei Sauerstoffgehalten zwischen 0,0066 und 0,0320%. Erörterung des Mechanismus für das Verschwinden und Wachsen von Kohlenmonoxidblasen.     

Einfluß von Kobalt auf die martensitischen Umwandlungen in austenitischen Stählen mit rd. 18% Cr und 10% Ni

Röntgenographische, magnetische, metallographische und dilatometrische Untersuchung der martensitischen Umwandlung bei +20 und –196 °C an einer Legierungsreihe, bei der – ausgehend von einem kohlenstoffarmen Stahl mit rd. 18% Cr und 8% Ni– stufenweise je 7% Fe + 2% Cr + 1% Ni durch 10% Co ersetzt wurden, nach Abschrecken und zusätzlicher plastischerVerformung. Ermittlung des Einflusses von Kobalt auf mechanische und magnetische Eigenschaften, Dichte und Gitterkonstante des Austenits. Versuch der lückenlosen Überführung der hexagonalen ?-Phase austenitischer Chrom-Nickel-Stähle in die Tieftemperaturmodifikation des Kobalts durch zusätzliche Versuche an Legierungen, bei denen – ausgehend von rd. 40% Co, 10% Cr und 6% Ni – der Nickelgehalt bis auf 0% abgesenkt wurde.     

Herstellung von Stäben und Rohren aus Metallpulvern durch Strangpressen

Herstellung von Halbzeug (Stäbe, Rohre) durch Heißstrangpressen von bei Raumtemperatur gepreßten porigen Blöcken aus durch Wasserverdüsung hergestelltem Chrom-Nickel-Stahlpulver mit rd. 0,6% G, 18,0% Cr und 11,0% Ni und Chrom-Aluminium-Stahlpulver mit rd. 0,03% C, 0,5, 1,0 oder 1,5% Si, 5,0% Al, 2,0% Co und 26,0% Cr sowie naßchemisch gewonnenem Nickelpulver mit 99,56% Ni. Untersuchung der physikalischen und mechanischen Eigenschaften der Stäbe und Vergleich der gefundenen Werte mit denen der schmelzmetallurgisch hergestellten Werkstoffe gleicher chemischer Zusammensetzung.     

Entstehung und Beseitigung besonderer Karbidseigerungen in Werkzeugstählen mit rd. 1% C

An übereutektoidischen Werkzeugstählen mit rd. 1,0% C und bis zu 6,0% Cr, 1,0% Mo, 0,5% V und 3,3% W Untersuchung der Bildung “quasiledeburitischer” Karbide bei der Erstarrung der Restschmelze. Einfluβ der chemischen Zusammensetzung und der Erstarrungsgeschwindigkeit auf Flächenanteil, Anordnungs- und Ausbildungsform, Anzahl der Karbide und ihre Kristallstruktur. Beseitigung der Karbide durch Lösungsglühen. Auf Grund der Versuchsergebnisse Erörterung der Entstehung, Gröβe und Verteilung von Kristallseigerungen.