Warmfließkurven austenitischer Chrom-Nickel-Stähle

Aus den Meßdaten für die im Warmzugversuch ermittelten Warmfließkurven der austenitischen Stähle X 2 CrNi 18 9 (Werkstoff-Nr. 1.4306) und X 10 CrNiNb 18 9 (Werkstoff-Nr. 1.4550) wurde mittels Regressionsanalyse eine Berechnungsgleichung für die Fließspannung erstellt. Diese ermöglichte die Berechnung der Fließspannung für beliebige Umformgrade, -temperaturen und -geschwindigkeiten im Rahmen der untersuchten Bereiche. Die so berechneten Fließspannungen stimmten mit den gemessenen Werten gut überein. Abschließende Gefügeuntersuchungen verdeutlichten den Beginn bzw. Ablauf der Rekristallisation bei beiden untersuchten Stählen: Die Zugabe von Niob behindert danach die Rekristallisation.     

Anomalien in der Wärmeausdehnung austenitischer Cr—Ni-Stähle

An folgenden sieben austenitischen Cr—Ni-Stählen wurden zwischen 20 und rd. 900°C der differentielle und der mittlere lineare Wärmeausdehnungskoeffizient bestimmt: X 5 NiCrMoCuTi 20 18, X 10 NiCrMoTiB 15 15, X 2 CrNiMo 25 22 2, X 3 CrNiMoN 17 13, X 2 CrNiMo 18 12, X 6 CrNi 18 11 und X 5 CrNi 18 9. Im Verlauf des differentiellen linearen Ausdehnungskoeffizienten ergeben sich im Temperaturbereich um 200°C sowie um 600 bis 700°C ausgeprägte Maxima. Diese erweisen sich als streng reversibel und können weder Ausscheidungen noch Nahordnungsvorgängen oder magnetischen Ordnungseinstellungen zugeordnet werden. Durch Anpassung der Grundkurve an einen nach der Grüneisen-Theorie berechneten Verlauf verbleibt ein zusätzlicher Beitrag, ein sogenannter Ausdehnungsexzeß. Dieser läßt sich wie bei einer früheren Untersuchung zur spezifischen Wärmekapazität auf thermisch induzierte Elektronenübergänge, basierend auf der γ₁ – γ₂-Hypothese von R. J. Weiss, zurückführen.     

Vergleich experimenteller Ergebnisse und theoretischer Ansätze zur Verdampfung von Begleitelementen aus Stahlschmelzen

Auswertung von Schmelzversuchen im Vakuuminduktionsofen zur Verdampfung der Begleitelemente Kupfer, Mangan und Chrom aus Schmelzen des Stahles X 5 CrNi 18 9 bei Temperaturen von 1550 bis 1650 °C, Drücken von 10^?4 bis 50 Torr und Schmelzgewichten von 5 und 25 kg. Beschreibung des Verdampfungsvorganges anhand eines Teilschrittmodells, das Ansätze für die Diffusion durch die Grenzschicht in der Schmelze an die freie Oberfläche, die Verdampfung an der freien Oberfläche und die Diffusion durch die Gasgrenzschicht über der Schmelze vorsieht.     

Einfluß von Probengröße und Umformgeschwindigkeit auf die Aufnahme von Fließkurven

Bei der Aufnahme von Fließkurven ist der exakte Einfluß von Probengröße und Umformgeschwindigkeit auf die Fließspannung strittig. Zur quantitativen Ermittlung wurden in Zylinderstauchversuchen für die Werkstoffe Ck45 und X 10 CrNiTi 18 9 bei verschiedenen Umformgeschwindigkeiten und Probengrößen Fließkurven aufgenommen und die Temperaturentwicklung in den Versuchsproben gemessen. Die Untersuchungen haben folgendes gezeigt: Infolge der Umwandlung von Umformarbeit in Wärme nimmt die für die Fließspannung maßgebliche Probentemperatur während der Umformung zu. Diese ?Verfälschung” der Umformtemperatur der Probe wird durch die jeweils vorliegende Wärmeableitung in die Versuchswerkzeuge mehr oder weniger stark kompensiert. Sowohl Probengröße als auch Umformgeschwindigkeit haben über die Beeinflussung dieser Wärmeableitung einen erheblichen Einfluß auf die Fließspannung, wobei bei der Umformgeschwindigkeit dieser Einfluß teilweise den primären, festigkeitssteigernden Einfluß mehr als aufhebt. Nach den vorliegenden Ergebnissen führt die auf Fließkurven aufbauende Berechnung von Umformprozessen nur dann zu exakten Werten, wenn die thermomechanischen Verhältnisse bei Umformprozeß und Fließkurvenaufnahme ähnlich sind. In anderen Fällen ist es allerdings möglich, die jeweils benötigten Fließkurven unter Berücksichtigung der Temperaturverhältnisse mit relativ hoher Genauigkeit aus adiabaten oder isothermen Fließkurven näherungsweise rechnerisch zu bestimmen.     

Eigenschaften eines neuen PM-hergestellten ledeburitischen Chromstahles X 320 CrVMoW 12 51

Neue Herstelltechnologien von Stählen, wie die Pulvermetallurgie, führen zu Produkten mit verbesserten Verarbeitungseigenschaften und Gebrauchseigenschaften, und lösen neue Überlegungen auf dem Gebiet der Werkstoffentwicklung aus. Durch die bessere Warmverformbarkeit der ledeburitischen PM-Chromstähle ist es möglich, Stähle, die schmelzmetallurgisch als nicht oder nur beschränkt schmiedbar galten, wirtschaftlich durch Schmieden oder Walzen umzuformen. Nach theoretischen und empirischen Gesichtspunkten wurde die Legierung X 320 CrVMoW 12 51 als richtungsweisend für die Weiterentwicklung auf dem Gebiet der ledeburitischen 12% Chromstähle ausgewählt. Die Eigenschaftsmerkmale, wie Härte, Zähigkeit, Gefügekenngrößen, Umwandlungsverhalten u.a. wurden in Laborversuchen ermittelt. Die ausgezeichneten metallurgischen und mechanischen Eigenschaften von X 320 CrVMoW 12 51-PM lassen auch gute Gebrauchseigenschaften als Werkzeugstahl in den Einsatzgebieten Schneiden und Stanzen, Sinterpreßtechnik, Fließpressen, Verarbeitung von Kunststoffen mit stark abrasiv wirkenden Bestandteilen erwarten.     

Einfluß der Temperaturführung bei Warmverdrehversuchen zur Beurteilung der Warmumformbarkeit von Stählen

Warmverdrehversuche bei Temperaturen zwischen 700 und 1300 °C an technisch reinem Eisen sowie den Stählen 51 CrV 4, X 12 CrNi 18, X 7 Cr 14, X 47 CrMo 15 2, X 38 CrMoV 51 und X 125 CrMoV 5 11 und acht Versuchsschmelzen mit 0,44 % C, rd. 1 % Si und abgestuften Gehalten von Chrom, Molybdän und Vanadin. Versuche nach Erwärmen von Raumtemperatur auf Versuchstemperatur und nach vorangehendem Überhitzen auf Temperaturen zwischen 1000 und 1300 °C. Einfluß von Gefügeänderungen und Ausscheidungsvorgängen. Zusammenhang zwischen der Anzahl der Umdrehungen bis zum Bruch und der Umformtemperatur bei gleichbleibendem Gefügezustand.     

Kriechrißverhalten typischer Kraftwerksbaustähle

Zur Auslegung und Überwachung von Hochtemperaturbauteilen für Kraftwerke und thermische Anlagen werden Kenntnisse über das Kriechrißverhalten unter langzeitiger Beanspruchung benötigt. Auf der Basis von Kriechrißversuchen sind für wichtige Kraftwerksbaustähle geometrie- und beanspruchungsunabhängige Beschreibungen zur Kriechrißeinleitung und zum Kriechrißfortschritt zu gewinnen. An vier Kraftwerksbaustählen wurden mit Proben unterschiedlicher Form und Größe Kriechrißversuche in einem weiten Beanspruchungsbereich durchgeführt. Dabei wurden Kriechrißgeschwindigkeiten bis herab zu 5 · 10^?5 mm/h bei Versuchsdauern bis zu 14 000 h erreicht. Die Kriechrißgeschwindigkeit der bei 550°C untersuchten Stähle 30 CrMoNiV 4 11, X 22 CrMoV 12 1 und X 20 CrMoV 12 1 läßt sich mit dem Parameter C₂^* in deutlich engeren Streubändern beschreiben als mit den Parametern C₁^* und K_l. Nur für den bei 450°C untersuchten Stahl X 12 CrNiMo 12 2 eignet sich der Parameter K_l besser zur Beschreibung der Kriechrißgeschwindigkeit. Die Kriechrißeinleitung läßt sich mit einem Zwei-Kriterien-Diagramm abschätzen, das für größere Proben und damit vermutlich auch für größere Bauteile eher überkonservativ ist.     

Die Verdampfung des Eisens und seiner Begleitelemente Kupfer und Mangan beim Schwebeschmelzen unter vermindertem Druck

Beschreibung einer Schwebeschmelzanlage für das tiegelfreie Schmelzen von Metallen unter kontrollierter Gasatmosphäre. Untersuchung der Verdampfung des Eisens und der Begleitelemente Kupfer und Mangan aus Proben des Stahles X 5 CrNi 18 9 in eine Argonatmosphäre bei Drücken zwischen 760 und 5 · 10^?2 Torr und Schmelztemperaturen zwischen 1760 und 1930 °C. Deutung der Versuchsergebnisse anhand eines Ansatzes von E. T. Turkdogan für die Diffusion von Metalldampf durch eine laminare Strömungsgrenzschicht. Vergleich der Ergebnisse für die Verdampfung unter vermindertem Druck in der Schwebeschmelzanlage und im Vakuuminduktionsofen und Schlußfolgerungen für die Einstellung optimaler Bedingungen zur Entfernung von Kupfer aus Stahlschmelzen.     

Heißzerspanung von Stählen und einer hochwarmfesten Nickellegierung

Untersuchung der Heißzerspanung der Werkstoffe 100 Cr 6, S 6-5-2, X 2 NiCoMoTi 18 12 4, X 10 CrNiTi 18 10 und NiCr 20 TiAl zwischen Raumtemperatur und rd. 1300 °C. Messung der Schnittkraft, der Spanstauchung und des Strukturwinkels. Zerspanungsmechanismus in Abhängigkeit von der Temperatur. Überprüfung der Anwendbarkeit von Schnittkraft-Berechnungsgleichungen auf höhere Zerspanungstemperaturen. Verschleißmessungen an Hartmetall, Aluminiumoxid- und Zirkonoxid-Keramik bei der Heißzerspanung.     

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.     

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.     

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.     

Emissionsgradmessungen zur Verbesserung der berührungslosen Temperaturmessung an Stählen unter Berücksichtigung von Oxidationsvorgängen

Die beschriebene Versuchseinrichtung ermöglicht es, Oxidationsvorgänge an Stählen unter definierten Bedingungen vorzunehmen und dabei zugleich Emissionsgradmessungen durchzuführen. Apparative Probleme wie eine freistehende Probenhalterung und -heizung, Erzielung isothermer Meßflächen und exakte Messung ihrer Temperatur, gleichmäßige und zugleich schnell umstellbare Gasanströmung der Probe sowie Fragen der Gasaufbereitung konnten in zufriedenstellender Weise gelöst werden. Die erreichte Meßunsicherheit von ca. 5 bis 15 % erlaubt es, die Tendenzen der von einem bestimmten Gas infolge Temperatur und Zeit an verschiedenen Materialien mit unterschiedlichen Oberflächen bewirkten Emissionsgrad-Veränderungen aufzuzeigen. Die jeweils erzeugten Proben stehen für Analysen der gebildeten Oxide zur Verfügung. Die Auswertung der Messungen liefern sowohl die Emissionsgrade bei den Wellenlängen 0,71, 0,85, 1,0, 1,6 und 2,1 μm und den Gesamtemissionsgrad als auch die, mit den jeweiligen Strahlungspyrometern gemessenen, scheinbaren Temperaturen während der gesamten Beobachtungszeit in laufender Folge als Zahlenwerte. Für Temperaturmessungen in der betrieblichen Praxis können die Anwender aus den ermittelten Emissionsgrad-Zeitdiagrammen unmittelbar die geeignete örtliche Anordnung der Strahlungspyrometer bestimmen. Die einzustellenden Emissionsgrade können aus den Ergebnistabellen abgelesen werden. Die Ergebnisse lassen sich auch zur Beurteilung von Messungen mit Verhältnispyrometern heranziehen. Systematische Messungen an verschiedenen Stählen mit unterschiedlichen Oberflächenbehandlungen in Verbindung mit Analysen und Strukturbestimmungen der Oxidfilme sollen Aussagen ermöglichen, die für die Anwendung der pyrometrischen Temperaturmessung zu erheblichen Verbesserungen führen. Die Untersuchungen der Oxidschichten werden von H. J. Grabke, Max-Planck-Institut für Eisenforschung GmbH in Düsseldorf durchgeführt. Die bisher vorliegenden Messungen an Baustahl, Kohlenstoffstahl und hochlegiertem Stahl sind im Forschungsbericht ⁹) beschrieben.     

Systematische Gefügeuntersuchungen am martensitaushärtenden Stahl X 2 NiCoMo 13 15 10

An dem als höchstfest bekannten martensitaushärtenden Stahl X 2 NiCoMo 13 15 10 wurden die Ausscheidungs- und Umwandlungsvorgänge untersucht. Neben der Licht- und Rasterelektronenmikroskopie kam dabei vor allem der Transmissionselektronenmikroskopie die entscheidende Bedeutung zu. Der Einfluß verschiedener Wärmebehandlungen auf das Gefüge wurde durch die Messung der Härte, durch Röntgenbeugung, durch Röntgenmikroanalyse und durch dilatometrische Untersuchungen verfolgt. Die ermittelten Ergebnisse wurden zur Herstellung von Präzisionskaltband auf die betriebliche Wärmebehandlung übertragen.     

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.     

Realstrukturbesonderheiten bei Warmumformung im Kaliber mit hoher Umformgeschwindigkeit

Die Arbeit leistet unter Verwendung eines ferritischen und eines austenitischen Stahls (X 8 CrTi 17, X 8 CrNiTi 18 10) einen Beitrag zur Charakterisierung der Realstrukturveränderungen bei Warmumformung im Kaliber. Die Kaliberumformung rund-oval erfolgt in einem Modellversuch – dem Kaliberstauchen – und durch Kaliberwalzen mit Umformgeschwindigkeiten zwischen 1 und 4 000 s^?1. Die bei Kaliberstauchen und -walzen eintretenden Realstrukturveränderungen stimmen gut überein. Bei Umformtemperaturen ≦800°C erfolgt in beiden Werkstoffen keine Rekristallisation; die Versetzungsdichte ist hoch (10¹⁰–10¹¹ cm^?2). In der Orientierungsverteilungsfunktion dominieren die typischen Komponenten der Kalibertextur. Es wird die Gefügeentwicklung längs der Warmfließkurve untersucht (800 °C, 4 000 s^?1). Für den ferritischen Stahl dominiert polygonisiertes Subgefüge, während im austenitischen Stahl eine Zellstruktur vorherrscht.     

Kombination von Oxydation und Schmelzaufschluß zur schnellen Vorbereitung von metallischen und sonstigen oxidierbaren Proben für die Röntgenfluoreszenzanalyse

Ein von der Irsid im Rahmen eines von der EGKS finanzierten Forschungsauftrages entwickeltes Aufschlußgerät PERL′X 2 zur Herstellung von Schmelztabletten für die Röntgenfluoreszenzanalyse (RFA) wird beschrieben. Das Gerät wurde entwickelt für den schnellen Aufschluß von oxydischen Proben für die Produktionskontrolle über RFA. Die hervorragende Reproduzierbarkeit der Probenherstellung hat im Laboratorium der Verfasser zur Entwicklung eines Verfahrens der Schmelztablettenherstellung geführt, welches Oxydation und Aufschluß in einem Arbeitsgang kombiniert und es so erlaubt aus reduzierten Proben wie z. B. Ferrolegierungen, Eisenschwamm oder Hartmetallen Schmelztabletten herzustellen. Diese Entwicklung hat es erlaubt in vielen Fällen die Naßchemie durch die RFA abzulösen und hierdurch einen wesentlichen Beitrag zur Rationalisierung der analytischen Arbeit zu leisten. Die angewendeten Arbeitsverfahren und die Meßergebnisse werden im Detail dargestellt.     

Der Einfluß von kurzzeitigen Übertemperaturen auf das Zeitstandverhalten von Stahl X 22 Cr MoV 121

Der Einfluß langzeitigen Anlassens auf das Gefüge, die Härte und die Zeitstandeigenschaften von X 22 CrMoV 12 1 wird dargestellt. Thermisch bedingte Gefügeänderungen führen zu einem Härteabfall und können die Beanspruchungsdauer bis zum Bruch gegenüber dem Ausgangszustand bis 70 % vermindern. Die normierte Darstellung der Versuchsdaten ergibt ein Hilfsmittel zur Abschätzung der allein durch Zeit und Temperatur bedingten Lebensdauerverminderung.     

Die Verdampfung von Kupfer,Mangan und Chrom aus Schmelzen des Stahles X 5 CrNi 18 9 unter vermindertem Druck

Untersuchung der Verdampfung von Kupfer, Mangan und Chrom sowie weiterer Begleitelemente aus Schmelzen des Stahles X 5 CrNi 18 9 im Vakuuminduktionsofen bei Drücken zwischen 100 und 10^?4 Torr und Temperaturen zwischen 1550 und 1650 °C. Erörterung der Ergebnisse an Reineisen- und Roheisenvergleichsschmelzen. Beschreibung der Verdampfungsvorgänge durch eine Reaktionsgleichung erster Ordnung.     

Rißwachstumsverhalten der austenitischen Stähle X 6 CrNi 18 11 und X 6 CrNiMo 1713 unter den Beanspruchungsbedingungen in natriumgekühlten Brutreaktoren

Mathematische Beschreibung des Rißwachstumsverhaltens der Stähle X 6 CrNi 18 11 mit rd. 0,06% C, 18% Cr und 11% Ni sowie X 6 CrNiMo17 13 mit rd. 0,06% C, 17% Cr, 2,5% Mo und 13% Ni an Luft bei Temperaturen bis 646°C und Lastspielfrequenzen von 8,3·10^?-2 bis 4 · 10³ Lastspielen/min. Einfluß von Carbidausscheidungen. Vergleich der Wirkung thermischer und schneller Neutronen. Frequenzabhängigkeit der Rißausbreitungsgeschwindigkeit. Verzögerte Rißausbreitung in der Umgebung von Schweißnähten. Rißwachstum unter Vakuum und in flüssigem Natrium zwischen 427 und 538°C.