Einfluß der Austenitisierungsbedingungen und einer Tiefkühlbehandlung auf die mechanischen Eigenschaften von gehärtetem Werkzeugstahl

Einfluß der Austenitisierungsbedingungen und einer Tiefkühlbehandlung auf Härte, Biegefestigkeit, 0,1-Biegegrenze sowie elastische und plastische Durchbiegung der Stähle 90 MnV 8 mit rd. 0,9% C, 2,2% Mn und 0,1% V, X 210 Cr 12 mit rd. 2% C und 12,6% Cr, 115 CrV 3 mit rd. 1,1% C, 0,6% Cr und 0,1% V, C 90 mit rd. 0,9% C, 100 CrMn 6 mit rd. 0,9% C, 0,9% Mn und 1,5% Cr und 90 MnCrWV 5 mit rd. 0,9% C, 1,1% Mn, 0,5% Cr, 0,2% V und 0,45% W.     

Einfluß von Werkzeugstoff und seiner Wärmebehandlung auf das Schneiden von Feinblech

An 21 verschieden wärmebehandelten Werkzeugen aus den sieben Werkzeugstählen X 210 Cr 12 mit rd. 2,0% C und 11,0% Cr, X 210 CrW 12 mit rd. 2,1% C, 11,5% Cr und 0,7% W, X 166 CrMoV 12 mit rd. 1,5% C, l2,4% Cr, 0,7% Mo, 0,4% V und 0,4% W, X100 CrMoV 51 mit rd. 1,0% C, 5,3% Cr, 1,1% Mo und 0,3% V, 105 WCr 6 mit rd. 1,0% C, 1,0% Mn, 1,1% Cr und 1,2% W, 90 MnV 8 mit rd. 0,9% C, 1,7% Mn, 0,1% Cr und 0,1% V sowie S 6-5-2 mit rd. 0,86% C, 4,0% Cr, 4,9% Mo, 1,7% V und 6,3% W Untersuchung ihres Verschleiβes und der Gratbildung in Abhängigkeit von der Schnittzahl beim Schneiden von zwei Feinblechsorten auf einer Viersäulen-Schnelläufer-Presse. Abhängigkeit des Werkzeugverschleiβes und der Gratbildung von der Verschleiβ form. Einfluβ des Karbidmengenanteils im Gefüge der Werkzeuge auf den Verschleiβ.     

Der Sauerstoff als Beurteilungsmaßstab für den Reinheitsgrad und den Widerstand gegen Grübchenbildung von Wälzlagerstahl

Untersuchungen über den Einfluß des Sauerstoffgehaltes und des Gehaltes an nichtmetallischen Einschlüssen auf den Widerstand gegen Grübchenbildung (Lebensdauer) im Kugellaufversuch an Proben aus rd. 65 Schmelzen von Wälzlagerstahl mit rd. 1% C und 1,5% Cr. Berechnung der linearen Korrelationskoeffizienten zwischen diesen Größen. Korrelationsrechnungen unter Annahme einer Weibull-Verteilung. Folgerungen über den Grad der Gleichwertigkeit beider Maßstäbe (Sauerstoffgehalt und Gehalt an nichtmetallischen Einschlüssen) für die Beurteilung des Reinheitsgrades und der Lebensdauer bei Wälzbeanspruchung.     

Karbidausscheidungen beim Anlassen eines gehärteten Wälzlagerstahles mit rd. 1% C und 1,5 % Cr

Elektronenmikroskopische Auflicht-, Durchstrahlungs- und Feinbereichsbeugungsuntersuchungen an kompakten oder folienförmigen Proben aus einem Stahl mit rd. 1% C und 1,5% Cr nach unterschiedlichem Härten und nach darauffolgendem Anlassen bis auf rd. 300 °C bei unterschiedlicher Anlaßdauer. Folgerungen besonders über die bei den jeweiligen Bedingungen der Wärmebehandlung auftretenden Karbidausscheidungen.     

Einfluß des Verhältnisses von Sauerstoff- und Schwefelgehalt auf die Lebensdauer von Wälzlagerstahl

Ermittlung der Lebensdauer an ringförmigen Proben aus Wälzlager stahl mit rd. 1% C und 1,5% Cr in einem die Beanspruchungsverhältnisse in Radiallagern nachahmenden Laufversuch. Erschmelzung des Versuchswerkstoffes nach unterschiedlichen Verfahren und Einfluß der hiermit erreichten unterschiedlichen Anteile an oxidischen und sulfidischen Einschlüssen oder an Sauerstoff und Schwefel auf die Lebensdauer. Oxidische Einschlüsse mit einer Sulfidhülle als günstigste Ausbildungsform der Einschlüsse; Wahl des im Hinblick hierauf günstigsten Verhältnisses von Sauerstoff- zu Schwefelgehalt.     

Das Verschleiβverhalten von Hartmetallen bei unterschiedlichen Zerspanbedingungen

An den Stählen 9 SMnPb 28 mit ≦ 0,14% G unä rd. 0,05% Si, 1,1%, Mn, 0,1%, P, 0,27% S und 0,25%, Pb, Ck 35 mit rd. 0,35%, C, G 70 mit rd. 0,7%, C, 100 Cr 6 mit rd. 1,0%, C und 1,5% Cr und X 210 CrW 12 mit rd. 2,1%, C, 11,5%, Cr und 0,7%, W Durchführung von Dreh-, Fräs- und Bohrversuchen mit Hartmetallen unterschiedlicher Koerzitivfeldstärke der Zerspanungs-Anwendungsgruppen P 10, P 20 und P 50 sowie mit Wolframcarbid-Kobalt-Legierungen der Anwendungsgruppen G 10, G 20, G 30 und G 40 mit 6, 11, 15 und 20%, Co. Kennzeichnung des Dreh- oder Reibweges als Bewertungsgröβe für den mittleren Freiflächenverschleiβ der Werkzeuge.     

Zeit-Temperatur-Aufschmelzschaubilder einiger gebräuchlicher Schnellarbeitsstähle

Ermittlung der Solidustemperatur und Erstellung von Zeit-Temperatur-Aufschmelz-(ZTAS-)Schaubildern zur Kennzeichnung der Grenzen für den Beginn des Eckigwerdens der Carbide, das Auftreten von Anschmelzungen sowie für die Neubildung von Eutektikum beim Austenitisieren der Schnellarbeitsstähle S18-1-2-5 mit rd. 0,82% C, 5% Co, 4% Cr, 1% Mo, 2% V und 18% W, S6-5-2 mit rd. 0,85% C, 4% Cr, 5% Mo, 2% V und 6% W, S 6-5-2-5 mit rd. 0,85% C, 5% Co, 4% Cr, 5% Mo, 2% V und 6% W, SC 6-5-2 mit rd. 1% C, 4% Cr, 5% Mo, 2% V und 6% W sowie S10-4-3-10 mit rd. 1,3% C, 10% Co, 4% Cr, 4% Mo, 3% V und 10% W. Zusammenhang zwischen Solidustemperatur und empfohlenem Härtetemperaturbereich sowie zwischen den Austenitisierungs-bedingungen und der Austenitkorngröße. Erstellung von Zeit-Temperatur-Korngrößenschaubildern.     

Beitrag zur Warmbruchanfälligkeit niedriglegierter Stähle

Schrifttumsangaben über die Ursache der Warmbruchanfälligkeit. Durchführung von Biegeversuchen an Gußproben aus den Stählen 13 CrMo 44 mit rd. 0,13% C, 0,25% Si, 0,55% Mn, 0,85% Cr und 0,45% Mo und 26 NiCrMoV 5 mit rd. 0,26% C, 0,40% Si, 0,30% Mn, 0,75% Cr, 0,3% Mo, 1,45% Ni und 0,18% V, die aus der Gußhitze ohne Umwandlung in den Wärmofen überführt wurden. Warmbruchanfälligkeit von Proben mit und ohne Umwandlung vor dem Aufheizen auf Prüftemperatur. Metallographische Untersuchungen der Biegeproben. Erörterung der Versuchsergebnisse.     

Untersuchungen zum Einfluß höherer Mo-Gehalte auf das Korrosionsverhalten von höherfesten nichtrostenden ferritisch-austenitischen Stählen

An geschmiedeten Proben unterschiedlicher Wärmebehandlungsquerschnitte aus ferritisch-austenitischen Stählen mit 20–28% Cr, 1,5–6% Mo, ca. 5% Ni, bis ca. 1,5% Cu und bis zu je 0,25% Nb, V und N wurden Untersuchungen auf interkristalline Korrosion, Lochtraß- und Spaltkorrosion in Cl-haltigen Medien, Salpetersäurebeständigkeit und Spannungsrißkorrosion durchgeführt. Die Untersuchungsergebnisse sind wie folgt: Die untersuchten Stähle erwiesen sich selbst bei größeren Mengen an Ausscheidungen auf den Korn- und Phasengrenzen als beständig gegen interkristalline Korrosion im verschärften Strauß-Test. Ursache hierfür ist die unkritische Cr-Verarmung aufgrund der verhältnismäßig geringen Cr-Abbindungsrate in den auftretenden Nitridmodifikationen. Die Lochfraß- und besonders die Spaltkorrosionsbeständigkeit gegen Cl-Ionen wird ab 3,2% Molybdän sprungartig verbessert. Ab ～4% Mo führt die zunehmende Ausscheidungsmenge besonders bei größeren Wärmebehandlungsquerschnitten wieder zu einem Rückgang der Spaltkorrosionsbeständigkeit. In konzentrierter siedender HNO₃ nimmt die Materialverlustrate mit zunehmendem Mo-Gehalt und mit sinkender Abkühlgeschwindigkeit, entsprechend steigendem Wärmebehandlungsquerschnitt, infolge erhöhter Ausscheidungsmenge auf den Korngrenzen zu. Das SpRK-Verhalten zeigt keine bemerkenswerte Abhängigkeit vom Mo-Gehalt. Ein ferritisch-austenitischer Stahl mit rd. 25% Cr, 3,5% Mo, 5% Ni und festigkeitssteigernden Legierungszusätzen von Nb, V, N, der auch Cu-Gehalte von über 1% enthalten kann, weist bei gleichen Festigkeitskennwerten wie X 4 CrNiMoNbVN 27 6 2 wesentlich verbesserte Cl-lonenbeständigkeit auf. Der auf 0,03% begrenzte C-Gehalt gewährleistet IK-Beständigkeit im verschärften Strauß-Test. Dieser Stahl, der die Bezeichnung X 3 CrNiMoNbVN 25 6 4 (Werkstoff-Nr. 1.4530) trägt, wurde in der Zwischenzeit vorwiegend in Schmiedestücken mit Wanddicken bis zu ca. 180 mm für chemisch und mechanisch hoch beanspruchte Teile im Maschinenbau eingesetzt.     

Der Einfluß der Wärmebehandlung auf das Langzeitverhalten des Stahles 30 CrMoNiV 5 11 bei 550 °C

Untersuchungen über das Langzeitverhalten des Stahles 30 CrMoNiV 5 11 mit rd. 0,30 % C, 1,1 % Cr, 1,2 % Mo, 0,7 % Ni und 0,3 % V nach verschiedener Wärmebehandlung an versuchsmäßig hergestellten und aus Schmiedestücken nach einer betrieblichen Wärmebehandlung entnommenen Proben. Einfluß der Wärmebehandlung auf das Zeitstandverhalten bei 550 °C und auf die Bruchvorgänge. Veränderung des Gefügeaufbaues während des Zeitstandversuches und die sich daraus ergebenden Zusammenhänge mit dem Langzeitverhalten.     

Das Umwandlungsverhalten übereutektoidischer Chromstähle in Abhängigkeit vom Kohlenstoff- und Chromgehalt

An Stählen mit rd. 1,0 und 1,5% Cr bei Kohlenstoffgehalten von 0,7 bis 1,2% Untersuchung ihres Umwandlungsverhaltens durch Aufstellung von Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubildern für kontinuierliche Versuchsführung und Ermittlung von Umwandlungskennwerten. Ergebnisse von Stirnabschreckversuchen zur Ermittlung der Einhärtungstiefe; Einfluβ von Schwankungen der chemischen Zusammensetzung auf die Einhärtungstiefe bei 135 Betriebsschmelzen des Stahles 100 Cr 6.     

Einfluß von Titan und Tantal auf Gefüge und mechanische Eigenschaften von gegossenen Werkzeugen aus Schnellarbeitsstahl mit 9% W

An gegossenen Werkzeugen aus Schnellarbeitsstahl mit rd. 1,0% C, 4,0% Cr, 2,0% V und 9,0% W Untersuchung des Einflusses von Tantal (rd. 1,5%) und Titan (rd. 0,5 und 0,9%) auf das Gefüge sowie auf die Härte, Zähigkeit und Schneidleistung der Stähle.     

Einfluß des Molybdängehaltes und der Gefügezusammensetzung auf die Zeitstandfestigkeit warmfester Chrom-Molybdän-Nickel-Vanadin-Stähle

Zeitstandversuche bis 30 000 h bei 500 und 550 °C an neun Versuchswerkstoffen mit rd. 0,30% C, 0,68% Mn, 1,25% Cr, 0,60% Ni und 0,35% V sowie mit 0,11, 0,30, 0,55, 0,86 und 1,15% Mo nach Wärmebehandlung wie im Kern von Turbinenwellen mit 150 bis 1200 mm Dmr. Einfluß des Molybdängehaltes auf die Zeitstandfestigkeit bei reinem Zwischenstufengefüge und bei zunehmenden Ferrit- und Perlitanteilen.     

Einfluß langsamer Temperaturwechsel auf das Kriechen von Chrom-Molybdän-Vanadin-Stahlguß mit rd. 1% Cr im Zeitstandversuch

Zeitstandversuche bei 500 und 550°C bis rd. 20 000 h Dauer an einem warmfesten ferritischen Stahlguß GS-17 CrMoV 5 11 mit 0,16% C, 0,43%Si, 0,76% Mn, 1,35% Cr, 1,02% Mo und 0,26%V in den Wärmebehandlungszuständen 950°C 6 h/Luft + 710°C 12 h/Ofen und 950°C 6 h/Öl + 710°C 12 h/Öl. Zeitstandversuche mit regelmäßigen langsamen Temperaturwechseln von 450 bis 500, von 500 bis 550 und von 525 bis 575°C bis rd. 10 000 h Dauer. Vergleich der Zeitdehnlinien für Zeitstandversuche mit gleichbleibender und mit veränderlicher Temperatur. Gegenüberstellung der mittleren und der scheinbaren Versuchstemperatur. Scheinbare Aktivierungsenergie für Kriechen bei hohen und bei niedrigen Spannungen. Metallkundliche Deutung der Versuchsergebnisse.     

Einfluß des Molybdängehaltes auf die Zeitstandfestigkeit von Chrom-Molybdän-Vanadin-Stählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt

Festigkeits- und Gefügeuntersuchungen an fünf Chrom-Molybdän-Vanadin-Stählen mit rd. 0,12% C, 0,5% Cr, 0 bis 1,5% Mo und 0,28% V im vergüteten Zustand und nach zusätzlicher Langzeitglühung (600°C 5000 h). Zeitstandversuche bei 550, 575 und 600°C bis 30 000 h. Röntgenfeinstrukturuntersuchung der isolierten Carbide. Einfluß des Molybdäns auf Ausscheidungs- und Mischkristallverfestigung sowie auf die Art der auftretenden Carbide und deren Wachstumsgeschwindigkeit.     

Einfluß der Austenitisierungsbedingungen auf den Beginn der Martensitumwandlung und die Härte ledeburitischer Stähle mit 12% Cr

An den Werkzeugstählen X 210 Cr 12 mit rd. 1,9% C, 12,0% Cr und 0,2% Ni, X 165 CrMoV 12 mit rd. 1,7% C, 12,0% Cr, 0,6% Mo, 0,1% V und 0,6% W und an einem Stahl mit 3,2% C und 12,0% Cr dilatometrische Untersuchung des Einflusses der Austenitisierungsbedingungen (Temperatur und Haltedauer) auf den Beginn der Martensitumwandlung und die Härte. Beschreibung einer Zeit-Temperatur-Austauschbeziehung durch einen Austenitisierungsparameter. Errechnung der Menge an gelösten Carbiden im Stahl X 210 Cr 12 für verschiedene Austenitisierungsbedingungen.     

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.     

Auflösung ledeburitischer Carbide und Ausscheidung von Korngrenzenzementit in Wälzlagerstahl

Ermittlung der Anzahl und des Flächenanteils der ledeburitischen Carbide in einem Wälzlagerstahl mit rd. 1% C und 1,55% Cr nach Glühen bei 1140 °C bis 32 h und anschließendem Härten des im Gußzustand (als Block) angelieferten Werkstoffes. Ermittlung des Ausmaßes der Bildung von Korngrenzenzementit an warmgewalzten Stangen desselben Stahles im Verlauf eines Haltens bis 2 h bei rd. 850 bis 650 °C nach Austenitisieren bei 1140 oder 1170 °C. Darstellung und Erklärung der beobachteten Gesetzmäßigkeiten.     

Ausscheidungsverhalten von nichtrostenden ferritisch-austenitischen Stählen mit höheren Molybdän-Gehalten

Ferritisch-austenitische Stähle mit Cr-Gehalten von 20 bis 28%, Nickel-Gehalten von ca. 5% und Molybdän-Gehalten zwischen 1,5 und 6% wurden auf ihr Ausscheidungsverhalten unter Berücksichtigung von Wärmebehandlungsquerschnitten bis 200 mm □ untersucht. Mit steigendem Molybdän-Gehalt nimmt die Ausscheidungsmenge zu. Die in den C-armen N-legierten Versuchsstählen dabei auftretenden Phasen sind

• – kubisches Nitrid des Typs CrN mit 40–80% Cr, bis zu 45% V+Nb und 20% Mo bezogen auf den metallischen Anteil (100%); die Phase wurde im Ferrit und auf Korn- und Phasengrenzen beobachtet,
• – hexagonales (CrMo)N_x mit ca. 80% Cr und 8% Mo, welches nur auf Korn- und Phasengrenzen vorliegt,
• – tetragonale Z-Phase (CrMo)₂Nb₂N₂ mit ca. 35% Cr, 45% Nb, 20% (V/Fe/Mo), die im Austenit fein und im Ferrit grob ausgeschieden vorliegt,

und eine kohärente MoFe-Phase im Austenit einiger Stähle. Im Gegensatz zu den IK-kritischen Carbiden des Typs Cr₂₃C₆ in den austenitischen und ferritischen Stählen binden die o.a. Nitridphasen vergleichsweise weniger Cr bzw. Mo ab, nicht zuletzt durch Einbau von V und Nb anstelle des Cr. Mit steigendem Wärmebehandlungsquerschnitt nimmt die Menge an Ausscheidungen erwartungsgemäß zu. In 0,2 μm Abstand von Nitriden wurden in Stählen mit Matrix-Gehalten von 27 bzw. 25% Cr auch bei größeren Querschnitten nur geringe Verarmungen von 5–6% Pkt. gemessen. Bei Mo-Gehalten von >5% wird bei Abkühlung größerer Querschnitte (200 mm □) σ-Phasenbildung beobachtet. Zudem wurde eine Fe-reiche kubische Phase eines bisher unbekannten Typs auf Korngrenzen beobachtet.     

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.