Untersuchung des oberen Bainits an Siliciumstahl

Ermittlung der Morphologie und ?Substruktur“ des oberen Bainits in gegossenem Siliciumstahl mit rd. 0,85 % C und 2,55 % Si durch Transmissionselektronenmikroskopie nach Austenitisieren und isothermischem Umwandeln (Haltedauer 10 s bis 100 h) bei einer Temperatur von 450°C. Ermittlung des Anteils von Restaustenit nach Abkühlen auf Raumtemperatur. Erörterung des Einflusses von Silicium im Hinblick auf die Bildung der carbidischen Phase und das Dickenwachstum des bainitischen Ferrits.     

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.     

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.     

Einfluß hoher Abkühlungsgeschwindigkeiten auf die Härte von martensitischem Gefüge

Messung der Abkühlungszdauer an Punkten mit einem Abstand bis 6 mm von der Stirnfläche an Stirnabschreckproben. Nachweis des Einflusses der Abkühlungsgeschwindigkeit auf die Martensithärte von Einsatz- und Vergütungsstählen durch Härtemessungen an Plättchenproben und an Stirnabschreckproben bei Abständen von 0,5 bis 6 mm von der Stirnfläche. Einfluß von Nickel auf den Härteabfall mit abnehmender Äbkühlungsgeschwindigkeit.     

Wirkung einer thermomechanischen Behandlung bei hoher Temperatur auf die Entfestigung des Austenits

Untersuchungen über die Entfestigung des Austenits an einem Stahl mit rd. 0,3% C, 2% Cr, 0 3% Mo und 2% Ni durch Austenitisieren bei 850°C, Abkühlen auf eine Temperatur im Bereich bis 720°C, Verformen unter Zugbeanspruchung bei der jeweiligen Temperatur, Messen der hierbei erforderlichen Kraft, anschließendem Halten bis zu 1000 s und weiterem Verformen bis zum Bruch unter erneuter Messung der Zugkraft. Ableitung des jeweiligen Entfestigungsgrades aus dem Unterschied der Zugkraft im ersten und zweiten Verformungsschritt. Übertragbarkeit der Ergebnisse auf die Rekristallisation bei kontinuierlicher Abkühlung nach dem Warmverformen.     

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.     

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 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.     

Einfluß von kohärenten Ausscheidungen im Austenit auf die Martensittemperatur und Härte einer Eisen-Nickel-Aluminium-Legierung

Konstitutionsgrundlage für Legierungen, die als Austenit ausscheidungsfähig sind und beim Abkühlen martensitisch umwandeln. Änderung der M_s-Temperatur einer Legierung des Eisens mit 27,4 At.-% Ni, 12,5 At.-% Al und 0,057 At.-% C bei unterschiedlicher Auslagerungstemperatur und -dauer. Gefüge und Härte nach Abkühlen auf Temperaturen bis ?269 °C.     

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.     

Aufkohlungsversuche an hitzebeständigen Chrom-Nickel-Stählen und -Legierungen bei Temperaturen von 900 bis 1150 °C

Kohlenstoffaufnahme von 16 hitzebeständigen Chrom-Nickel-Stählen und -Legierungen mit 17 bis 60% Cr, bis zu 72% Fe und 8 bis 80% Ni nach 200 h Glühdauer in Kohlegranulat bei 900 bis 1150 °C. Einfluß von Glühtemperatur und Nickelgehalt auf den Höchstwert der Kohlenstoffaufnahme im oberflächennahen Bereich und auf die Eindringtiefe des Kohlenstoffs. Metallographische Hinweise auf die Bildung von Randschichten. Vergleich mit Betriebserfahrungen bei Rohren für die Äthylenerzeugung.     

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.     

Kristallseigerungen und eutektische Carbidausscheidungen in Eisen-Kohlenstoff-Vanadin-Legierungen

Untersuchung des Einflusses der Legierungszusammensetzung auf Kristallseigerung und Ausscheidung eutektischer Carbide von Eisen-Kohlenstoff-Vanadin-Legierungen mit 0,35 bis 2,10% C sowie 0,60 bis 4,40% V. Aussagen über den Einfluß des Kohlenstoffgehaltes auf die Seigerung des Vanadins und die Carbidbildung bei gleichbleibendem Gesamtvanadingehalt. Vergleichende Betrachtung über die Wirkung der Legierungselemente Chrom, Molybdän, Wolfram und Vanadin auf Kristallseigerung und eutektische Carbidausscheidung.     

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 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.     

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 des Schwefel- und Mangangehaltes niedriglegierter Stähle mit unterschiedlichen Kohlenstoffgehalten auf die Hochtemperaturfestigkeit und-Zähigkeit nach der Erstarrung aus der Schmelze

Bestimmung von Brucheinschnürung und Zugfestigkeit von Liquidustemperatur bis etwa 900°C an Kohlenstoff-Mangan-Stählen mit 0,015 bis 0,21% C, 0,6% Mn und 0,011 bis 0,015% S sowie 1,6% Mn und ≦ 0,007% S. Deutung des Schwefeleinflusses und der Gefügestruktur auf die mechanischen Eigenschaften.     

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.     

Reaktionen hochlegierter Eisen-Chrom-Schmelzen mit kieselsäurehaltigen feuerfesten Stoffen

Laboratoriumsmäßige Untersuchung der Reduktion von reiner Kieselsäure, Schamottestein A III und Mullitstein in Eisenschmelzen mit Massengehalten an Chrom bis 15% und an Aluminium von 0,5% im Temperaturbereich von 1550 bis 1680 °C bei Drehgeschwindigkeiten der zylindrischen Probekörper von 0 bis 570 U/min. Ermittlung des Zeitgesetzes der Reduktion reiner Kieselsäure in hochlegierten Eisen-Chrom-Schmelzen. Vergleich mit dem Verhalten gegenüber Eisen-Mangan-Schmelzen. Untersuchung des Einflusses von Aluminium auf die Reaktion des Chroms mit Kieselsäure. Angaben über die Reaktionsprodukte von Schamottestein A III in Eisen-Chrom-Schmelzen und den zeitlichen Ablauf der Reaktionen. Erörterung des Reaktionsablaufs bei Mullitstein.     

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.