Untersuchung des Ausscheidungsverhaltens in hochfesten martensitaushärtenden Nickelstählen

Untersuchungen über das Aushärtungsverhallen von hochfesten martensitaushärtenden Stählen mit rd. 15% Ni und 7% Co sowie mit 18% Ni und 5,5 oder 8% Co durch Messung der Härte, Koerzitivfeldstürke und des elektrischen Widerstandes sowie licht- und elektronenmikroskopische Beobachtung des Gefüges nach Austenitisieren und Warmauslagern jeweils unterschiedlicher Dauer bei verschiedenen Temperaturen. Einfluß einer Kaltverformung vor dem Warmauslagern. Kennwerte im Zugversuch und magnetische Sättigung. Erklärung der ermittelten Eigenschaften an Hand der Gefügebeobachiungen.     

Bruchverhalten hochfester martensitaushärtender Nickel-Kobalt-Molybdän-Stähle

Untersuchung des Bruchaussehens von Zugproben, Kerbschlagproben, Kerbzugproben sowie von Bauteilen aus dem hochfesten martensitaushärtenden Nickel-Molybdän-Stahl mit 0,015% C, 0,1% Si, 0,1% Mn, 0,01% P, 0,01% S, 0,15% Al, 12,5% Co, 3,75% Mo, 17,5% Ni und 1,7% Ti. Einflu$sZ der Wärmebehandlung und der Beanspruchungsart der Proben und Bauteile auf ihr mit Hilfe eines Rasterelektronenmikroskopes aufgenommenes Bruchaussehen. Erörterung der auftretenden Bruchmechanismen und Folgerungen für die Verwendung des Stahles.     

Zeitstandverhalten martensitaushärtender Stähle bei 400 bis 500 °C

Warmzug- und Zeitstandversuche an vier Schmelzen eines martensitaushärtenden Stahles mit ≦ 0,02% C, 15,85 bis 18,5% Ni, 7,0 bis 8,2% Co, 4,55 bis 4,8% Mo, 0,3 bis 1,0% Ti und 0,03 bis 0,25% Al bei 400 bis 500 °C. Zusammenhänge insbesondere zwischen dem Zeitstandverhalten sowie der Austenitrückbildung und den Aushärtungsvorgängen bei der Zeitstandbeanspruchung. Vergleich mit dem Zeitdehnverhalten einer Schmelze von Warmarbeitsstahl X 32 CrMoV 3 3. Folgerungen für den betrieblichen Einsatz jener Stähle.     

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.     

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.     

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.     

Warmbruchanfälligkeit nioblegierter schweißbarer Feinkornbaustähle

An Versuchsschmelzen mit rd. 0,2 und rd. 0,1% C, 0,3% Si, 1,5% Mn und Niobgehalten bis zu rd. 0,1% Durchführung von Warmbiegeversuchen bei 600 bis 1000 °C nach Haltedauern zwischen 5 min und 5 h. Ermittlung der Warmbruchanfälligkeit in Abhängigkeit von der chemischen Zusammensetzung und den Glühbedingungen. Deutung der Warmbruchursachen mit Hilfe von Gefügeuntersuchungen und Rückstandanalysen.     

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.     

Verhalten austenitischer Manganstähle in Meerwasser

Auslagerungsversuche mit verschiedenen geschweißten und verspannten Proben aus den chromhaltigen austenitischen Manganstählen X 40 MnCrN 19 und X 12 MnCr 18 12 sowie dem chromfreien Stahl X 50 Mn 20 in Meerwasser der Nord- und Ostsee. Makroskopische und mikroskopische Beurteilung der Proben nach sechs Wochen, einem halben Jahr, einem Jahr und zwei Jahren hinsichtlich Beständigkeit gegen unterschiedliche Korrosionserscheinungen, besonders hinsichtlich transkristalliner Spannungsrißkorrosion.     

Herstellung hochwertiger Stähle im Kalktiegel

Sauerstoffverlauf bei der Erschmelzung des Stahls X 5 CrNi 18 9 in Tiegeln verschiedener Zustellung. Einfluß der Tiegelzustellung auf die Sauerstoffgehalte verschiedener Stähle. Verhalten der Kalkzustellung im Betrieb, Verhalten des Stahls X 5 CrNi 18 9 beim Vergießen. Einfluß der Erschmelzungsart auf die Zähigkeitseigenschaften.     

Die Wärmeausdehnung austenitischer Mangan- und Mangan-Chrom-Stähle

Dilatometrische Bestimmung des linearen Wärmeausdehnungskoeffizienten an fünf Manganstählen sowie sechs Mangan-Chrom-Stählen zwischen — 196 und 500°C. Einfluß der magnetischen Ordnung auf das Ausdehnungsverhalten. Ausdehnungsverhalten verschiedener Schmelzen bei vorgegebener Stahlqualität.     

Stähle für Gehäuse von Feststoffraketen-Antrieben

Überlegungen zur Bauweise von Gehäusen für Feststoffraketen, besonders für Raketen-Antriebsstufen, und zur Wahl geeigneter Werkstoffe. Die Größe K_IC als Kennwert für die Zähigkeit. Erörterung von Angaben aus dem Schrifttum über Wärmebehandlung, Kennwerte im Zugversuch, Kerbschlagzähigkeit, Rißfortschrittsverhalten und Schweißeignung von niedriglegierten martensitischen Stählen mit rd. 0,35 bis 0,45% C, höher legierten martensitischen Stählen mit <0,30% C sowie martensitaushärtenden Stählen mit rd. 18% Ni. Eignung verschiedener Stahlsorten aus diesen drei Gruppen im Hinblick auf Größe, Herstellungsweise und Verwendung für Gehäuse von Feststoffraketen.     

Eigenschaften betrieblich hergestellter manganlegierter Sinterstähle

Ausgehend von durch Wasserverdüsung oder Reduktion erzeugtem Eisenpulver sowie von Elektrolytmangan- oder Ferromanganpulver und Ferrochrom-, Kupfer- und Graphitpulver als Legierungsträgern, Untersuchung der betrieblichen Herstellbarkeit von manganlegierten Sinterstählen in Einfach- und Zweifachsintertechnik. Ermittlung der in den verschiedenen Legierungssystemen optimalen chemischen Zusammensetzungen der hergestellten Sinterlegierungen im Hinblick auf ihre technologisch-mechanischen Eigenschaften (Preßdichte, Sinterdichte, Maßänderungsverhalten, Zugfestigkeit, 0,1 %-Dehngrenze, Bruchdehnung, Elastizitätsmodul und Härte). Einfluß der Eisenpulverherstellung auf die Eigenschaften der manganlegierten Sinterstähle.     

Die Versetzungsstruktur wechselbeanspruchter austenitischer Stähle

Ermittlung der Versetzungsstrukturen zweier austenitischer niobstabilisierter Stähle in Abhängigkeit von der ertragenen Wechselbeanspruchung im Zeit- und Dauerfestigkeitsbereich. Elektronenoptische Aufnahmen der kennzeichnenden Versetzungsanordnungen. Vergleich der Ergebnisse mit einer Modellvorstellung.     

Zähigkeit austenitischer Stähle bei tiefen Temperaturen

Beschreibung der Zähigkeits- und Festigkeitsuntersuchungen von Chrom-Nickel- und Manganausteniten sowie deren Gefügestabilität. Einfluß einer Kaltverformung zwischen Raumtemperatur und 4,2 K. Spezifikationsmerkmale und Anwendungsmöglichkeiten austenitischer Schmiedestücke für den Einsatz in supraleitenden Maschinen.     

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.     

Bruchzähigkeit niedriglegierter Stähle mit heterogenen Martensitgefügen

Für niedriglegierte MnSiCrMoV Versuchsstähle mit drei verschiedenen Kohlenstoffgehalten wurde der Einfluß der heterogenen Martensitgefüge, die durch Schnellaustenitisierung des ferritisch-carbidischen bzw. martensitischen Ausgangsgefüges und anschließendes Abschrecken und Anlassen erzeugt wurden, auf die mechanische Eigenschaften untersucht. Verglichen mit homogenem Martensit ist die Bruchzähigkeit bei martensitischem Gefüge mit geringem C-Gehalt, das Reste ungelöster Carbide bei allen untersuchten Stählen aufweist, ohne größeren Festigkeitsverlust angestiegen. Im Versuchsstahl mit 0,3 % C führt das martensitische Gefüge, das Mikrobereiche mit erhöhtem Anteil an Carbidbildnern enthält, zu einer gleichzeitigen Erhöhung von Festigkeit und Bruchzähigkeit. Das erblich modifizierte Martensitgefüge weist deutlich höhere Festigkeiten – um etwa 150 MPa – auf, ohne daß die Bruchzähigkeit beeinträchtigt wird. Gleichzeitig wird die Übergangstemperatur um etwa 50°C erniedrigt.     

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.     

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.