Adolf Rose

Ziel und Zweck der Arbeit

Fur die Warmarbeitsstahle [105] und warmfesten Baustahle [104] sollen die Umwandlungsvorgange in der Perlitstufe an kennzeichnenden Beispielen im Sinne der vorstehend theoretisch erorterten Moglichkeiten untersucht, und die Beziehungen zur Stahlzusammensetzung aufgezeigt werden. Damit soll zu den Kenntnissen uber den Austenitzerfall legierter Stahle und dessen Zusammenhang mit dem Gleichgewicht beigetragen werden.

Darstellung der Phasenzustände nach Umwandlung in der Perlitstufe und nach technischen Anlaßbehandlungen

Die instabilen Phasenzustande nach einer Umwandlung in der Perlitstufe und nach einer Vergutung sind als betriebsmasige Behandlungszustande von besonderer technischer Bedeutung. Deshalb wurde versucht, auch diese instabilen Zustande fur die vier Stahlgruppen auf Grund der eigenen Ergebnisse und von verschiedenen Angaben in der Literatur nach dem gleichen Darstellungsverfahren wie in Abb. 52 bzw. 53 ubersichtlich und zusammenfassend zu beschreiben. Fur diese Zustande konnte jedoch keine befriedigende Losung gefunden werden. Hierfur gibt es verschiedene Grunde. Wesentlich erscheinen vor allem die eingangs ausfuhrlich beschriebenen Unterschiede im Mechanismus und in der Kinetik bei der Bildung und Umwandlung der Sonderkarbide des Chroms einerseits und des Molybdans bzw. Wolframs andererseits. Hinzu kommt der Einflus der Gehalte an Legierungselementen und an Kohlenstoff bzw. deren Verhaltnisse auf diese Vorgange. Auserdem fuhrt die Zeitabhangigkeit in der Bildung und Umwandlung der Karbidbestandteile zu einer groseren Anzahl von Phasen als nach der Phasenregel zulassig ist, so das sie nicht auf die Darstellung anzuwenden ist. Aus diesen Grunden konnen die instabilen Zwischenzustande nur fur eng begrenzte Konzentrationsbereiche ubersichtlich dargestellt und nicht in einer Abbildung zusammengefast werden.

Phasengleichgewichte der legierten Werkzeugstähle und warmfesten Baustähle im Vierstoffsystem Fe-Cr-Mo/W-C

Die Karbidumwandlungen, die beim Gluhen nach einem isothermischen Zerfall des Austenits in der Perlitstufe beobachtet wurden, haben bestatigt, das bei diesem Vorgang noch kein stabiler Endzustand im Sinne eines Gleichgewichtes erreicht wird. Die betreffenden Ergebnisse der Strukturuntersuchungen sind in Tab. 17 denen fur die langzeitigen Anlasbehandlungen gegenubergestellt. Als Schlusfolgerung aus diesen Ergebnissen sind daruber hinaus die Phasen angegeben, die im Gleichgewicht zu erwarten sind. Teilweise liegen hierzu bestatigende Untersuchungen von anderen Verfassern [95, 96, 103] vor.

Messung der Abkühlungsvorgänge im Bereich der Schweißnaht

Die Messungen wurden an Blechen verschiedenster Dicke von 100 bis zu 10 mm durchgefuhrt. Untersucht wurden im einzelnen Lichtbogen-Einlagen-Schweisungen unter Schlacke mit einfachem Kopf und mit Doppelkopf an Blechen von 100 bis 20 mm, eine Mehrlagen-Handschweisung bei einer Blechdicke von 30 mm, Auftragsschweisungen bei Blechstarken von 60 bis 15 mm und Kehlnahtschweisungen an 20, 30 und 40 mm Blechen. Auftragsschweisungen wurden auch an konischen Blechen durchgefuhrt, deren Dicke von 17,5 auf 40 mm anstieg. Die Daten der einzelnen Lichtbogen-Schweisungen, d. h. Spannung (E), Stromstarken (I), Vorschubgeschwindigkeit (V), Blechdicke (d), Blechanordnung (n) und Vorwarmtemperatur (T), sind den gemessenen Abkuhlungszeiten, bezogen auf die Temperaturdifferenz von 850 bis 500°C, in der Tab. 13 gegenubergestellt. Als Ausgangstemperatur fur die Messung wurde 850°C angenommen, da die schweisbaren Stahle, in deren ZTU-Schaubilder diese Kuhlzeiten eingetragen werden sollen, im Mittel eine Ac3-Temperatur von 850° C besitzen und die Abkuhlungskurven der kontinuierlichen ZTU-Schaubilder ausgehend von dieser Temperatur gezeichnet sind, so das die angegebenen Abkuhlungszeiten unmittelbar denen zugeordnet werden konnen, die auf der 500° C-Isothermen in den Schaubildern abgelesen werden konnen, Abb. 1.

Korngröße und Umwandlungsverhalten

Aus den Schweisbedingungen kann nach den Abb. 5-7 mit hinreichender Genauigkeit die Abkuhlungszeit vorhergesagt werden. Zur Anwendung der ZTU-Schaubilder fur die Voraussage der zu erwartenden Gefuge und Hartewerte bleibt zu klaren, welche Austenitisierungsbedingungen fur die Stellen hochster Aufhartung in der warmebeeinflusten Zone masgebend sind. Die Martensitmenge in der warmebeeinflusten Zone nimmt nicht nur mit Verkurzung der Abkuhlungszeit, sondern auch mit Erhohung der Austenitisierungstemperatur bei gleicher Werkstoffzusammensetzung zu. Einen wesentlichen Anhaltspunkt kann die Beobachtung der Austenitkorngrose liefern, da diese irreversibel den bei der hochsten Temperatur erreichten Zustand kennzeichnet. Im allgemeinen werden bei hochfesten schweisbaren Stahlen an der Grenze der warmebeeinflusten Zone zur Schweise hin ASTM-Korngrosen zwischen 1 und 3 beobachtet. Nach dem Kornwachstum dieser Stahle scheint dies eine Bestatigung der Annahme von Skkiguchi zu bedeuten, das fur den Bereich hochster Aufhartung eine Austenitisierungstemperatur von etwa 1300o C anzunehmen ist.

Zerfallsformen des Austenits in der Perlitstufe

Die Ausscheidungsformen des voreutektoidischen Ferrits sind von Dube, Aaronson und Mehl [1] eingehend dargestellt worden. Sie unterscheiden funf Arten : Kristalle, deren Wachstumsform durch die Korngrenze bestimmt ist (allotriomorphe Kristalle), von den Korngrenzen ausgehende Ferritnadeln [6], im Korninnern gebildete Ferritnadeln und Kristalle, deren geometrische Form durch die Kristallstruktur hervorgerufen ist (ideomorphe Kristalle), sowie massiven Ferrit, der durch Zusammenwachsen mehrerer Korner entsteht. Die Ausscheidungsformen des Karbids entsprechen denen des Ferrits. Auch ideomorphe Kristalle, die bisher noch nicht haufig beobachtet worden sind, konnen unter bestimmten Bedingungen auftreten [7]. Sehr stark ausgepragt und gut bekannt ist dagegen die Ausscheidung von Karbidnadeln im Korninnern [8, 46]. Die Bezeichnung Widmannstattenscher Ferrit geht auf A. V. Widmannstatten zuruck, der 1808 als erster eine Probe eines Meteoriten mit Salpetersaure atzte. Nach dieser Atzung erschienen in einer dunklen Grundmasse helle Nadeln, die sich nur unter bestimmten Winkeln kreuzten [9]. Belaiew bezeichnete diese Phasenanordnung als Widmannstattensches Gefuge [10] . 1908 gelang es ihm, diese Gefuge im Laboratorium durch Warmebehandlung kohlenstoffarmer Stahle zu erzeugen [11].

Ziel der Untersuchung

Der Zerfall des Austenits in der Perlitstufe fuhrt in Abhangigkeit von den Bedingungen fur die Umwandlung zu sehr unterschiedlichen Anordnungen von Ferrit und Karbid. Die Ausscheidung dieser Phasen α und Fe3C ist im Gleichgewicht bestimmt durch das Zustandsschaubild Eisen-Kohlenstoff. Die Abb. 1 gibt schematisch die Verhaltnisse am eutektoidischen Punkt wieder. In Legierungen mit weniger als 0,8% C beginnt der Austenitzerfall mit einer voreutektoidischen Ferritausscheidung. Diese Ausscheidung des Ferrits kann ebenso wie die Ausscheidung des voreutektoidischen Karbids in Legierungen mit mehr als 0,8% C in verschiedenen Kristallisationsformen erfolgen [1], u. a. in Form von Nadeln, wie sie Abb. 2 zeigt, deren Bildungsvorgang im Rahmen der Umwandlungskinetik, wie sie ein ZTU-Schaubild beschreibt, bisher nicht geklart ist.

Der Stahl 71 Si 7

Zur Ermittlung des Siliziumeinflusses im Stahl 71 Si 7 wurde ein Vergleich mit technischen, genormten Stahlen durchgefuhrt, zu dem die unlegierten Kaltarbeitsstahle C 70 W 1 und Ck 70 mit gleichem Kohlenstoffgehalt herangezogen wurden. Bei einem Vergleich mit diesen Stahlsorten wird man immer berucksichtigen mussen, das sie nicht nur einen um etwa 1,4% niedrigeren Siliziumgehalt besitzen, sondern im allgemeinen auch einen niedrigeren Mangangehalt.

Auswahl der Stahlsorten

Zur Beurteilung des Einflusses von Silizium auf das Umwandlungs-, Hartungs- und Anlasverhalten der Stahle wurden Untersuchungen an den technischen Federstahllegierungen 38 Si 6 und 71 Si 7 durchgefuhrt, deren Zusammensetzung die Tabelle 1 angibt. Der erste Stahl mit 0,38% C und etwa 1,5% Si kommt hauptsachlich zur Verwendung fur Federringe und Pflugschare, wahrend der zweite mit etwa dem doppelten Kohlenstoff- und einem nur geringfugig — um 0,2% — hoheren Siliziumgehalt fur jede Art von Federn, d.h. Schrauben-, Ring-, Drehstab-, Uhrwerk- und Blattfedern, gebraucht wird.

Der Stahl 38 Si 6

Fur die praktische Warmebehandlung des Stahles 38 Si 6 werden isothermische Verfahren nicht angewendet. Daher wird in Abbildung 5 lediglich das Umwandlungsverhalten fur kontinuierliche Abkuhlung in einem ZTU-Schaubild beschrieben. und zwar fur die technisch ubliche Austenitisierungstemperatur von 880°.