Die Erstarrungsfront beim Lichtbogenschweißen von Stahl in Abhängigkeit von den Schweißbedingungen

Erörterung der Grundlagen über die Primärkristallisation des Schweißgutes beim Lichtbogenschweißen unter besonderer Berücksichtigung des Einflusses der Schmelzbadform auf die Warmrißanfälligkeit. Unterpulverschweißen mit 15 und 50 cm/min Schweißgeschwindigkeit und 300 bis 700 A Stromstärke bei einer Lichtbogenspannung von 30 V für die Ermittlung der Erstarrungsfronten. Möglichkeiten zur Beeinflussung ihrer Form sowie Zusammenhang zwischen der Schmelzbadform und der Warmrißneigung der Schweißungen.     

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.     

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.     

Unterplattierungsrisse beim Schweißplattieren von Nickel-Chrom-Molybdän-Vanadin-Stählen

Am Beispiel eines Stahles mit 0,18% C, 0,42% Mn, 0,22% Si, 0,014% P, 0,018% S, 1,32% Cr, 0,45% Mo, 2,93% Ni und 0,08% V wurde gezeigt, wie sich die verschiedenen Ursachen der Bildung von Unterplattierungsrissen beim Unterpulverauftragschweißen mit austenitischen Bandelektroden bei hoher Streckenenergie getrennt untersuchen lassen. Mit Zugversuchen im Temperaturbereich des Aufschmelzens der Sulfide wurde anhand der Werte der Brucheinschnürung und der Größe dieses Temperaturbereiches der Einfluß der nichtmetallischen Verunreinigungen bewertet. In Kurzzeitkriechversuchen bei 500 bis 800°C an schweißsimulierend wärmebehandelten Proben wurde die kritische Beanspruchung ermittelt, die beim erneuten Aufheizen der Wärmeeinflußzone zur Rißbildung im Grobkornbereich führt. Das Zusammenwirken der verschiedenen Mechanismen bei gleichzeitiger Einwirkung hoher Schweißeigenspannungen wurde erörtert.     

Einfluß des Spannungsarmglühens auf die mechanischen Eigenschaften und das Gefüge von schweißsimulierend wärmebehandelten Proben aus warmfesten Feinkornbaustählen

Untersuchung der Eigenschaften des grobkörnigen Gefüges im wärmebeeinflußten Bereich neben einer Schweißnaht an simulierend wärmebehandelten Proben von sechs Feinkornbaustählen, nämlich 17 MnMoV 6 4, 17 MnNiMoV 5 4, 17 MnNiMoNb 6 6, 22 NiMoCr 3 7, 17 MnNiMo 5 4 und 17 NiCrMo 10 6. Einfluß des Spannungsarmglühens vorwiegend bei 580 °C bis 100 h Dauer auf Härte und Kerbschlagzähigkeit. Ermittlung der Übergangstemperatur für die Kerbschlagzähigkeit, der Bruchzähigkeit und der Rißfortschrittgeschwindigkeit. Zeitstandversuche bis 100 h Dauer vorwiegend bei 580 °C an glatten und gekerbten Proben sowie Entspannungsversuche an glatten Proben. Zusammenhang zwischen Zeitstandkerbempfindlichkeit, Zeitbruchdehnung, Entspannungsverhalten und Rißbildung bei Spannungsarmglühen. Abgrenzung der Bedingungen für das Entstehen von Rissen beim Spannungsarmglühen.     

Bnfluß des Kohlenstoffgehaltes von 0,015 bis 1 % und der Gefügestruktur auf das Hochtemperaturfestigkeits- und -zähigkeitsverhalten von Baustählen nach der Erstarrung aus der Schmelze

Bestimmung der Festigkeit und Brucheinschnürung sowie der Gefügestruktur an Baustählen mit Kohlenstoffgehalten zwischen 0,015 und 1 % im Temperaturbereich von Liquidustemperatur bis 900 °C. Aufnahme von Kenngrößen zur Beurteilung der Innenrißanfälligkeit beim Stranggießen. Ursachen für das unterschiedliche Verformungsverhalten.     

Einfluß von Temperatur und Haltedauer beim Spannungsarmglühen auf den Abbau innerer Spannungen und die mechanisch-technologischen Eigenschaften von Stahl 22 NiMoCr 3 7

An einer Bramme aus einer Schmelze des Stahles 22 NiMoCr 3 7 mit rd. 0,2% C, 0,6% Mn, 0,45% Cr, 0,6% Mo und 0,95% Ni Durchführung von Untersuchungen über den Einfluß der Temperatur und der Haltedauer beim Spannungsarmglühen auf die mechanischen Eigenschaften und den Abbau von inneren Spannungen durch Ermittlung der Kennwerte im Zugversuch bei 20 und 350 °C, der Übergangstemperatur im Kerbschlagbiegeversuch für Kerbschlagzähigkeiten von 27 J und 41 J und 50% Anteil an kristallinem Bruchgefüge sowie der Übergangstemperatur im Fallgewichtsversuch (NDT-Temperatur) an bei Temperaturen im Bereich von 450 bis 730 °C jeweils bis zu 100 h geglühten, der Bramme in Querrichtung entnommenen Proben. Härtemessungen in der Wärmeeinflußzone von IIW-Aufschweißproben nach entsprechenden Glühungen. Zeitstand-Zugversuche bei Temperaturen von 450 bis 730 °C mit unterschiedlicher Beanspruchungshöhe und -dauer bis zum Erreichen einer bleibenden Dehnung von wenigstens 0,2%. Erörterung der Ergebnisse mit Folgerungen, besonders für den durch die Verringerung der Härte und die Parameter im Zeitstandversuch mittelbar gekennzeichneten Abbau von inneren Spannungen sowie (hieraus resultierend) für eine vereinfachte Glühbehandlung von Schweißverbindungen.     

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.     

Hochfeste martensitaushärtende Nickelstähle

Metallkundliche Grundlagen für die Entwicklung martensitaushärtender Nickelstähle allgemein und ihres kennzeichnenden Vertreters X 2 NiCoMo 18 8 5 mit rd. 0,02% C, 18% Ni, 8% Co, 5% Mo und Zusätzen an Aluminium und Titan. Mechanische Eigenschaften dieses Stahles (Kennwerte des Zugversuchs bei 20 °C und höheren Temperaturen, Kerbschlagzähigkeit bei 20 °C und niedrigeren Temperaturen, Dauerschwingfestigkeit, auch unter korrosiver Beanspruchung, Langzeitverhalten bei höheren Temperaturen und Bruchzähigkeit) in Abhängigkeit von den Bedingungen bei der Wärmebehandlung. Verhalten des Stahles beim Schweißen. Möglichkeiten zur Weiterentwicklung der Stähle.     

Untersuchungen mit der Elektronenstrahl-Mikrosonde über die Ursachen der Schweißgut-Inhomogenität beim Schweißen unlegierter und niedriglegierter Stähle

Untersuchung mit der Elektronenstrahl-Mikrosonde über Verteilung des Kohlenstoffs und der Legierungselemente im Schweißgut von Auftrags- und Verbindungsschweißungen an 10, 20 und 45 mm dicken Blechen aus unlegiertem Stahl mit rd. 0,18% C, 0,25% Si und 0,50% Mn bei Verwendung von Schweißzusatzwerkstoffen mit 0,3 bis 4% Si, 0,4 bis 4% Mn, 0 bis 2% Cr, 0 bis 0,9% Mo und 0 bis 2% Ni. Zusammenhang zwischen der Primärseigerung und der Ferrit-Perlit-Zeiligkeit des Schweißgutes und ihre Beeinflussung durch die Schweißbedingungen, durch die Wärmeführung während und nach dem Schweißen und durch die chemische Zusammensetzung des Grund- und Schweißzusatzwerkstoffes.     

Untersuchungen zur Ermittlung der Oberflächenspannung von Eisen-Kohlenstoff-Schmelzen bei 1550°C

Messungen der Oberflächenspannung von Eisenschmelzen mit 1 bis 5% C sowie 0,0005 bis 0,32% S bei 1550°C nach dem Verfahren des maximalen Blasendrucks. Fehlerabschätzung über die Bedeutung einzelner Meßgrößen im Hinblick auf das Meßergebnis. Aussagen über die Abhängigkeit der Oberflächenspannung vom Kohlenstoff- und Schwefelgehalt. Erörterung des Einflusses von Kohlenstoff auf die Schwefelaktivität. Angabe von Gleichungen zur Berechnung der Oberflächenspannung von kohlenstoff- und schwefelhaltigen Eisenschmelzen.     

Örtliche Korrosion an Schweißnähten von Bauteilen aus unlegierten oder niedriglegierten Stählen

Im Schrifttum werden häufig Vorstellungen über die Mechanismen von örtlichen Korrosionen an Schweißnähten an unlegierten und niedriglegierten Stählen bei Korrosionsbelastung durch Wässer dargelegt, die im Rahmen der Sauerstoffkorrosion unverständlich sind und für die Deutung der Ursachen solcher Korrosionen nicht herangezogen werden können. In der vorliegenden Arbeit werden die verschiedenen Möglichkeiten der örtlichen Korrosion, die im Bereich von Schweißnähten an unlegierten und niedriglegierten Stählen in Wässern auftreten können, erörtert. Dabei wird von den elektrochemischen und chemischen Grundlagen der Sauerstoffkorrosion und der bei dieser Korrosionsart wirksamen Korrosionselemente ausgegangen. Örtliche Korrosionen an Schweißnähten können durch unterschiedliche chemische Zusammensetzung von Grundwerkstoff und Schweißnaht entstehen. Dabei sind die Gehalte an Schwefel und Silicium von besonderer Bedeutung. Korrosionsanfällige Gefüge im Schweißnahtbereich wie auch Einschlüsse im Stahl in kritischer Größe und Verteilung sind ebenso Ursachen für das Auftreten örtlicher Korrosion an Schweißnähten. Das Ausmaß der örtlichen Korrosion an Schweißnähten in Wässern wird aber auch ganz wesentlich durch mediumseitige Parameter bestimmt. Hierbei handelt es sich vor allem um den Gehalt an Neutralsalzen sowie um die Belüftung. Durch die genannten Einflußgrößen kann der Mechanismus der örtlichen Korrosion an Schweißnähten unlegierter und niedriglegierter Stähle in Wässern verstanden werden. Auf der Grundlage der beschriebenen Erkenntnisse können ferner Untersuchungsverfahren für Schweißnahtkorrosionen, Schutzmaßnahmen sowie korrosionssichere Schweißverfahren entwickelt werden.     

Über die Zeitstandfestigkeit des Schweißgutes von Schweißverbindungen niedriglegierter warmfester Stähle

Durch Lichtbogenschweißen von Hand wird Schweißgut der niedriglegierten warmfesten Chrom-Molybdän-(Vanadin-)Stähle mit 2,25% Cr und 1% Mo sowie mit 0,5% Cr, 0,5% Mo und 0,25% V hergestellt. Ermittlung der mechanischen Eigenschaften bei Raumtemperatur und der Zeitstandfestigkeit bei verschiedenen Temperaturen zwischen 550 und 625°C. Untersuchung des Gefügezustandes und der chemischen Zusammensetzung der elektrochemisch isolierten Carbide. Vergleich der ermittelten Zeitstandfestigkeiten mit den nach ISO-Empfehlungen für die Grundwerkstoffe vorgeschlagenen Werten.     

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.     

Zeitstandfestigkeit bei 700 bis 1000 °C von hitzebeständigen Chrom-Nickel-Stahlgußsorten und -Schmiedestählen für Industrieöfen und für Reformerrohre in der Erdölchemie

In Zeitstandversuchen bei 700 bis 1000 °C ermittelte Werte der Zeitstandfestigkeit für 1000 und 10 000 h Beanspruchungsdauer von sieben hitzebeständigen Stahlgußsorten mit rd. 0,10 bis 0.45% C, 0,8 bis 1,5% Si, 20 bis 28% Cr, 20 bis 48% Ni und gegebenenfalls mit Gehalten an Kobalt, Niob und Wolfram sowie einiger Schmiedestähle mit vergleichbarer chemischer Zusammensetzung. Graphischnumerische Extrapolation auf 100 000 h Beanspruchungsdauer. Einflußgrößen auf die Vorhersagegenauigkeit des Extrapolationsverfahrens. Zuverlässigkeit der extrapolierten Werte der 100000–h-Zeitstandfestigkeit bei Temperaturen oberhalb 950 °C. Vergleich der Zeitstandfestigkeit von Stahlguß und Schmiedestählen.     

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.     

Gefügebesonderheiten des artgleichen Schweißgutes des hochwarmfesten Werkstoffes X 20 Cr MoV 121

Einfluß der Wärmeführung (Zwischenabkühltemperatur, Anlaßbehandlung) nach dem Schweißen auf den Gefügezustand des X 20 CrMoV 121-artgleichen Schweißgutes. Lichtmikroskopische Untersuchung von (δ-Ferrit und in Martensit umgewandeltem Restaustenit nach einmaligem Anlassen des Schweißgutes sowie nach einer anschließenden Langzeitauslagerung (bei 550°C) bzw. einer zweiten Anlaßbehandlung (bei 760°C).     

Einfluß des Gefügezustandes und der Gefügebeständigkeit auf die Zeitstandfestigkeit niedriglegierten vanadincarbidhaltigen Schweißgutes

Glühversuche von 5 000 h Dauer bei 600 °C, Gefügeuntersuchungen und Zeitstandversuche bei 525 bis 600 °C bis rd. 16 000 h Dauer an drei verschiedenen Schweißgutzusammensetzungen mit rd. 0,05 % C, 0,3 % Si, 0,7 % Mn, 0,6 bis 1,1 % Cr, 0,5 bis 0,95 % Mo, 0,3 % V und bis 0,5 % W. Bedeutung des Kohlenstoffgehaltes für die Ausscheidungsverfestigung durch Vanadincarbid. Einfluß der Gefügebeständigkeit in Abhängigkeit vom Molybdän- und Wolframgehalt auf die Zeitstandfestigkeit.     

Zusammenhang zwischen dem Feuchtigkeitsgehalt basischer Schweißpulver und dem Gehalt an diffusiblem Wasserstoff im Schweißgut

Untersuchung des Wasserabgabe- und Wasseraufnahmeverhaltens an fünf Schweißpulvern – agglomerierte und erschmolzene – für das Verbindungsschweißen hochfester niedriglegierter Stähle. Kontinuierliche Erfassung des Wasserabgabeverhaltens bei Temperaturen von 150 bis 450°C. Klimaschrank mit kontinuierlicher Wägevorrichtung. Eindeutiger Zusammenhang zwischen dem Feuchtigkeitsgehalt und dem Gehalt an diffusiblem Wasserstoff im Schweißgut nur unter Berücksichtigung der Wasserbindungsart.     

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.