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KfK 3640 August 1984
Charakterisierende thermische und mechanische
Untersuchungen an einem Nb-legierten martensitischen
12°/o Cr-Stahl (W. Nr. 1.4914) mit abgesenktem Stickstoffgehalt
M. Schirra Institut für Material- und Festkörperforschung
Projekt Schneller Brüier
Kernforschungszentrum Karlsruhe
KERNFORSCHUNGSZENTRill-1 KARLSRUHE
Institut für Material- und Festkörperforschung
Projekt Schneller Brüter
KfK 3640
Charakterisierende thermische und mechanische
Untersuchungen an einem Nb-legierten
martensitischen 12% Cr-Stahl (W.Nr.1.4914)
mit abgesenktem Stickstoffgehalt
M. Schirra
Kernforschungszentrum Karlsruhe GmbH, Karlsruhe
Als Manuskript vervielfältigt Für diesen Bericht behalten wir uns alle Rechte vor
Kernforschungszentrum Karlsruhe GmbH
ISSN 0303-4003
-1-
Kurzfassung
Von dem martensi tischen 1 2% er-Stahl X1 8CrMoVNb1 21 (DIN 1 . 4 914)
wurde eine optimierte Charge erschmolzen, aus deren Material
Hüllkästen für Schnellbrüter-Brennelemente hergestellt werden
als Alternative zu Kästen aus austenitischem er-Ni-Stahl. Durch
Optimierung der chemischen Zusammensetzung, metallurgische Maß
nahmen und entspr. Vergütungsbehandlung wurde die primäre For
derung nach guter Kerbschlagzähigkeit und tiefer Übergangstem
peratur erfüllt; bei ausreichendem Zeitstandfestigkeits- und
Kriechverhalten. Der Bericht beschreibt die Untersuchungen an
chargengleichem Material zum Umwandlungsverhalten, zu Vergütungs
behandlungen, zum Kerbschlagzähigkeits- Zugfestigkeits- und Zeit
standverhalten. Es wird das Entwicklungspotential in bezug auf
optimale Zeitstandfestigkeit aufgezeigt, insbesondere unter dem
Gesichtspunkt, daß dieser Stahl als Alternative zu dem austeni
tischen Stahl AISI 316 als Werkstoff für die erste Wand der NET
Fusionsmaschine ausgewählt wurde.
Abstract
Characterizing thermal and mechanical investigations on a marten
sitic 12% Cr-steel with niobium and reduced nitrogen content
It was melted an optimized heat of the martensitic 12% Cr-steel
x 18 Cr Mo V Nb 121 (DIN-Nr. 1.4914), out of its material there
are fuel element wrappers produced, as an alternative to wrappers
made of austenitic CrNi-steel. With the optimizing of the chemi
cal composition, metalurgical rneasures and adequate heat treat
ment the primary requirement for good impact strength and low
impact transition temperature was accomplished; with acceptable
level of creep rupture behaviour. The report describes the in
vestigation of transformation behaviour, heat-treatments, impact
strength, tensile strength and creep-rupture behaviour, especial
ly under the aspect, that this steel was chosen as a material for
the first wall of the NET-fusion machine as an alternative to the
austenitic stainless steel AISI 316.
-2-
Etude characterisee thermique et mecanique d'un acier martensique a 12% Cr allie au Nb (DIN 1.4914) avec teneur en azote decroissante.
Une charge optimisee d'acier martensitique 12% Cr (X 18 Cr Mo V Nb 121)
(DIN-Nr. 1.4914) a ete coulee afin de remplacer l'acier austenitique Cr Ni
dans la fabrication de tubes hexagonaux pour reacteurs a neutrons rapides.
Les premi~res exigences (banne resilience, hasse temperature de transition)
ont pu gtre satifaites gr~ce a l'optimisation de la. composition chimique,
aux procedes metallurgiques et aux traitements thermiques (trempe et revenu)
correspondants, la resistance au fluage pour une longue duree et le comportement
du materiau au fluage etant satisfaisants. Ce rapport decrit les etudes
effectuees sur un materiau de charge constante sur le comportement au
changement de phase, les traitements thermiques, le comportement a la
resilience, la resistance a la traction et au fluage pour une longue
duree. Le potentiel de developpement du materiau est mis en evidence en
liaison avec une resistance optimale au fluage pour une longue duree, en
particulier campte tenu du fait que cet acier a ete choisi pour remplacer
l'acier austenitique AISI 316 pour la premiere paroi de la machine de fusion NET.
Resurnen
Investigaciones characterisando termica y mecanicamente un acero martensitico
con 12% Cr aleado con rtiobium (DIN-Nr. 1.4914) con un corttertidö reducido de
nitrogeno.
De un acero martensitico 12% Cr (X 18 Cr Mo V Nb 121 - DIN 1.4914) se fundi;
un lote optimizado del cual se fabricaran cajas de elementos combustibles
para reactores reproductores rapidos como alternativa para cajas de aceras
austenfticos. Las investigaciones se realizaron para optimizar la composicion
quimica, los procesos metalurgicos y los tratamientos termicos, teniendo en
cuenta como primera exigencia una buena resistenciaal choque y una baja
temperatura de transicion, manteniendo un buen comportamiento de fluencia
lenta. El informe describe las investigaciones realizadas para material de
un mismo lote e incluyen estudios de las transformaciones de fase, trata
mientos termicos, ensayos de charpy, ensayos de traccion y el comportamiento
de fluencia lenta, considerando especialemente este acero como alternativa
para el acero austenitico AISI 316, elegido como material para la primera
pared en la maquina de fusion NET.
-3-
Gliederung KfK-Bericht 3640 Seite
1. Einleitung 5
2. Versuchsmaterial 7
3. Versuchsergebnisse 8
3.1.1. Umwandlungsverhalten 8
3.1.2. Einfluß der Härtetemperatur auf Härte und 9 Korngröße
3.1.3.
3. 1 • 4
3.2
3. 2. 1
3.2.1.1.
3.2.1.2.
3.2.1.3.
3.2.1.4.
3.2.2.
3.2.2.1
3.2.2.2.
3.2.2.3.
3.2.3
3.2.3.1.
3.2.3.2.
3.2.3.3.
3.2.3.4.
4.
5.
1 Tabelle
53 Bilder
Einfluß der Anlaßtemperatur auf die Härte
Einfluß der Anlaßzeit auf die Härte
Kerbschlagversuche
Einfluß der Probenlage
Einfluß der Vergütungsbehandlung
Einfluß des Stickstoffgehaltes und
Vergleich 1.4914 mit 1.4923
Einfluß der Probenform
Zugversuche
Einfluß der Härte- u. Anlaßtemperatur
Einfluß der Prüftemperatur
Bruchverhalten
Zeitstandversuche
Zeitstandfestigkeit u. Zeit-Dehngrenzen
Kriechverhalten
Duktilität
Bruchverhalten
Diskussion
Literatur
Anhang I+II
1o
1o
12
12
13 14
14
16
17 17 19 21
21
22
25 27 27
28
33
92
Bild 1a + b
2a + b
3
4,5
6
7,8
9
10
11
12
13
14
15 - 17
18
19 - 21
22 - 23
24
25
26 - 29
30
31
32
33
34
35
36 - 42
43
44
45
46
47,48
49 - 51
52
53
-4-
Verzeichnis der Abbildungen
Kontinuierliche ZTU-Schaubilder
Härte und Korngröße + Härtetemperatur
Härtegefüge
Härte + Anlaßtemperatur
Vergütungsgefüge
Härte + Anlaßzeit und -temperatur
Av + Prüftemperatur u. Probenlage
Av + Prüftemperatur u. Vergütungsbehandlung
Av + Prüftemperatur, N u. Nb-Gehalt
Av + Prüftemperatur u. Probenform (1.4914)
Av + Prüftemperatur u. Probenform (1.4923)
Probenformen für Zug- u. Zeitstandversuche
Zugfestigkeitskennwerte + Anlaßtemperatur
Zugfestigkeitskennwerte + Härte- u. Anlaßtemperatur
Zugfestigkeitskertnwerte + Prüftemperatur
Zugfestigkeitskennwerte + Prüf- u. Anlaßtemperatur
Zugfestigkeit + Prüf- u. Anlaßtemperatur
Streckgrenze + Prüf- u. Anlaßtemperatur
Gefüge der Bruchzonen
Zeitstandfestigkeitskurven (T = 500 - 700 °e) Zeitstandfestigkeitskurven (L+M-Darstellung)
Zeitstandfestigkeitskurven + Vergütungszustand
Vergleich 1.4914- 1.4923
1% Zeit-Dehngrenzenkurven (L+M-Darstellung)
Verhältnis R 1 0 /R + Prüftemperatur P , m
Zeit-Dehngrenzenkurven (0,1 - 2%)
Kriechkurven
8pmin + cr € + (J bei T = 600 pmin A und z + Standzeit u u A und z + Standzeit u u zustandes)
Gefüge der Bruchzonen
SB-Elemente
(Vergleich 1.4914-1.4923)
(T = 500 - 7oo 0 e)
(Einfluß des Vergütungs-
Gefüge und Härte + Vergütungsbehandlung
-5-
1. Einleitung
Im Kraftwerksbau verlief die Werkstoffentwicklung für temperatur
und druckbeanspruchte Komponenten von unlegierten Kohlenstoffstäh-
len bis zu den ferritischen warmfesten Stählen mit Molybdän,
Nickel, Chrom und Vanadiumzusätzen. Der Einsatzbereich dieser
Werkstoffe ist allerdings begrenzt bis Temperaturen von max. 550 °C.
Oberhalb dieser Temperatur entsprechen sie in bezug auf Oxidations-,
Korrosions- und Festigkeitsverhalten nicht mehr den Erfordernissen.
Für Anwendungsfälle bei höheren Temperaturen im Kraftwerksbau und
insbesondere in der petrachemischen Industrie kommen austenitische
CrNi-Stähle und Ni-Basis-Legierungen zum Einsatz. Zwischen den nie
driglegierten ferritischen Stählen und den austenitischen Legierungen
klaffte allerdings eine erhebliche Lücke in bezug auf Eigenschaften,
Anforderungen, Verarbeitung und Kosten. Hier setzte nun die Ent
wicklung der 12% er-Stähle ein, die eine ausgezeichnete Korrosions
beständigkeit aufwiesen und deren Warmfestigkeitseigenschaften durch
zulegieren weiterer Elemente entscheidend verbessert werden konnte.
Aufgrund ihrer besseren Wärmeleitfähigkeit und geringeren Wärmeaus
dehnung sind sie in mancher Hinsicht auch den austenitischen Stählen
überlegen. Die daraus resultierende gute Temperaturwechselbeständig
keit, in Verbindung mit hochliegenden Festigkeitseigenschaften durch
die Vergütungsbehandlung (Härten + Anlassen) erlaubte im Kraftwerks
bau bei der Auslegung verschiedener Komponenten geringere Wandstärken
und erschloß den hochfesten 12%-Cr-Stählen einen breiten Anwendungs
bereich im Turbinen- und Triebwerksbau. Insbesondere die deutsche
Stahlindustrie hatte aufgrund ihrer langen Tradition erheblichen An
teil an dieser Entwicklung /1,2,3,4,5/. Aufgrund der verschiedenen
Anforderungsprofile, in Relation zu Eigenschaften und Kosten, sind
heute über 200 verschiedene Marken modifizierter 12%-Cr-Stähle auf
dem Markt /6,7,8/ bzw. kommen in Hochtemperaturanlagen zum Einsatz,
die nach der Spezifikation verschiedener Länder grob in 3 Gruppen
unterteilt sind:
I = II = III =
12% Cr + Mo (Ni, Mn, Al) ohne Karbidbildner
12% er+ Mo, v, Nb (u.a.) mit " ohne Co
12% Cr mit Mo + Co u. Karbidbildner
-6-
Zu dieser mehr historischen Einteilung bedarf es noch einiger
Unterscheidungsmerkmale und Begriffsdefinitionen aus metallkund
lieher Sicht. Die einfachen 12% er-Stähle ohne weitere Legierungs
elemente sind je nach e-Gehalt nicht umwandlungsfähig (ferritisch)
oder teilweise bzw. ganz umwandlungsfähig (teilferritisch bzw. mar
tensitisch). Die Stähle der Gruppe I-III haben martensitisches
Grundgefüge und ggf. gewisse Anteile an Ferrit. Nach deutscher Be
griffsdefinition handelt es sich um vergütbare bzw. martensithärt
bare 12% er-Stähle. Was nicht zu verwechseln ist mit martensitaus
härtbaren Stählen(18-8-6-Ni-eo-Mo-Maraging-Stähle). Auch wird viel
fach im angelsächsischen Sprachgebrauch /6/ der Begriff Super-12%
er-Steels mit Superferrit übersetzt, jedoch handelt es sich bei den
Superferriten um Stähle mit er-Gehalten > 12% und ferritischem Grund
gefüge und 'lediglich Spuren von Kohlenstoff und Stickstoff.
Nach dem in bezug auf Eigenschaften und Anwendung zuvor Gesagtem
war es verständlich, daß 12% er-Stähle bei der Werkstoffauswahl für
die Anwendung in der Kerntechnik mit betrachtet wurden. So zeigten
schon 1967 Böhm und Hauck /9/, daß ferritisch-martensitische Stähle
bis zur a-y-Umwandlung keine Anzeichen einer ausgeprägten Hochtem
peraturversprödung aufweisen, wie sie bei austenitischen Stählen
beobachtet wird,und weitere Arbeiten ergaben auch eine geringere
Neigung zum Porenschwellen und bestrahlungsinduziertem Kriechen /10/.
Sofern nicht die Zeitstandfestigkeit für Auslegungstemperaturen bis
700 °e das entscheidende Kriterium ist, ergeben sich einige deut
liche Vorzüge der 12% er-Stähle z.B. für Kernkomponenten /11,12/.
über den Stand der weltweit laufenden Arbeiten an diesen Stählen im
Hinblick auf Eignung und Verwendung in Leichtwasserreaktoren, Schnel
len Brütern und Fusionsreaktoren wurde auf einer Konferenz 1983 in
Snowbird/USA berichtet /13/. Neben den zitierten vier Übersichts
vorträgen wurden in zahlreichen Einzelvorträgen die Bereiche
- Legierungsentwicklung
- Bruchverhalten
- Mech. Eigenschaften
- Mikrostruktur
- Korrosion
- Bestrahlungseffekte
-7-
behandelt.
Im Rahmen der PSB-Arbeiten des IMF II/KfK sind u.a. Arbeiten im
Gange, einen martensitischen 12% er-Stahl als Kastenwerkstoff
für SB-Brennelemente zu qualifizieren und einzusetzen /14,15/.
Als Kastenwerkstoff wird z.Zt. der niobstabilisierte austenitische
Stahl 1.4981 (16/16CrNi) verwendet. Primäre Forderung war zunächst
gutes Kerbschlagzähigkeitsverhalten mit möglichst niedriger Übergangs
temperatur für den Steilabfall,bei ausreichender Zeitstandfestig-
keit bis 600 °c. Voraussetzung für gutes Kerbschlagzähigkeitsver
halten ist u.a. o-Ferrit-Freiheit und Feinkörnigkeit. Nach umfang
reichen Vorarbeiten mit mehreren Versuchsschmelzen auf der Basis
des in Deutschland genormten Stahles 1.49141 wurde eine 3,5t-Schmelze
hergestellt zur industriellen Fertigung von Brennelementkästen.
Dieser martensitische Stahl aus dem Turbinenbau {Luftfahrtwerkstoff)
hat Zusätze von Molybdän, Vanadin und Niob und zur Gewährleistung
optimaler Zeitstandfestigkeitseigenschaften N-Gehalte zwischen
300-900 ppm /16/.
Parallel zur Kastenfertigung laufen verschiedene umfangreiche Ver
suchsprogramme zur Charakterisierung dieser Schmelze. Der vorlie
gende Bericht beschreibt die Wärmebehandlungsversuche, die zur
Festlegung der Vergütungsbehandlung {Referenzzustand) führten und die
Ergebnisse der Kerbschlag, Zug- und Zeitstandversuche an unbestrahl
tem Material.
2. Versuchsmaterial
Unter Berücksichtigung des Anforderungsprofiles und der Versuchser
gebnisse an mehreren Versuchsschmelzen im Vergleich zu einer kommer
ziellen Betriebsschmelze, die u.a. einen klaren Zusammenhang zwischen
N-Gehalt, o-Ferrit-Freiheit und A -übergangstemperatur aufzeigten V
/14/, wurde eine Großschmelze konzipiert, die das Material für die
Herstellung mehrerer BE-Kästen und der notwendigen Qualifizierungs
programme liefern sollte. Ausgehend von dem Stahl 1.4914 {Gruppe II),
der von den Co-freien 12% er-Stählen bis 600°optimale Zeitstandei
genschaften aufweist, wurden die Werte der Richtanalyse enger gefaßt
und der N-Gehalt auf max. 100 ppm begrenzt {Tabelle I-A). Von ARBED-
-8-
Saarstahl wurde eine 3,5t-eharge erschmolzen (SV4-Verfahren = Vakuuminduktionsofen und Umschmelzen im Vakuumlichtbogenofen) ,
deren Analyse gut innerhalb der SNR-Spezifikation lag, mit Aus
nahme des B-Gehaltes, der etwas zu eng spezifiziert war (I-B). Für
die BE-Kastenherstellung wurden Platinen und Rundblöcke an den In
dustriepartner Interatom geliefert, dem in Zusammenarbeit mit Man
nesmann die Kastenfertigung obliegt. Als Versuchsmaterial für die
verschiedenen Qualifizierungsprogramme standen Bleche in der Dicke
1 mm, 6,5 mm und 17 mm zur Verfügung. Metallografische Untersu
chungen des Herstellers und eigene ergaben, daß das Material
o-Ferrit frei ist.
3. Versuchsergebnisse
3.1 ~h§!~!22Q§_Qgt§!2~2h~Dg§D
3.1.1. Umwandlungsverhalten
Zum Umwandlungsverhalten der 12% er-Stähle generell sei auf /17,18/
verwiesen. Während zur grundsätzlichen Beschreibung des Umwandlungs
verhaltens allgemein das isotherme ZTU-Schaubild von größerer Be
deutung ist, ist für die praktische Wärmebehandlung das kontinuier
liche ZTU-Schaubild wichtiger.
Von ARBED-Saarstahl wurde für die erschmolzene Großcharge 51482 ein
kontinuierliches ZTU-Schaubild aufgestellt. In Bild 1a ist zunächst
das Schaubild für 1.4914 (RNO-D) gern. VDEH-Spezifikation (Tabelle
I-e+F) wiedergegeben. Daraus ist erkennbar, daß nur bei sehr langsa
men Abkühlgeschwindigkeiten (< 2°/min) von der Austenitisierungstem~
peratur teilweise bis vollständige Umwandlung in der Perlitstufe er
folgt. Bei Abkühlgeschwindigkeiten < 20°/min erfolgten zuvor Kar
bidausscheidungen, was schematisch durch den gestrichelten Keil an
gegeben ist. Bei allen höheren Abkühlgeschwindigkeiten, zu denen Ab
kühlungen im Vakuumrezipienten, an Luft, in öl oder Wasser zählen,
erfolgt vollständige Umwandlung in der Martensitstufe ab rv 300 °e,
wobei am Ende der Abkühlkurven die entspr. Martensithärte angegeben
ist. Im Falle des 1.4914 liegt die Martensithärte aufgrunddes nicht
sehr hohen e-Gehaltes im Bereich HV = 450 - 500. Auch bei isothermer
Umwandlung erfolgt fast vollständige Umwandlung in der Perlitstufe,
wobei die Perlitnase bei 700 °e liegt.
-9-
Im Vergleich dazu zeigt das kontinuierliche ZTU-Schaubild der
Großcharge 51482 (Bild 1-b) zwar ein vergleichbares Umwandlungsver
halten, jedoch liegen die Umwandlungspunkte Ac 1e und Ac 1b etwas
niedriger und die Martensitumwandlung (Ms-Temperatur) setzt schon
bei rd. 360 °c ein. Der Anstieg der Ms-Temperatur führt auch da
zu, daß kein Restaustenit bei RT vorliegt. Auch verläuft die Um
wandlung in der Perlitstufe langsamer, sodaß sich bei 0,2°/min
erst 30% Perlit gebildet haben. Ferner geht aus der dilatometri
schen Aufnahme der Abkühlkurven hervor, daß sich bei Abkühlge
schwindigkeiten < 5°/min etwas Korngrenzenmartensit bildet.
Die Großcharge 51482 zeigt nach Austenitisierung bei 1075° 20min
mit ASTM9 ein wesentlich feineres Korn als die Charge im Bild 1a
mit ASTM 6-7. D.h., zwei sehr wesentliche Forderungen sind erfüllt,
nämlich 8-Ferrit-Freiheit und feines Korn.
3.1.2. Einfluß der Härtetemperatur auf Härte und Korngröße
Probenstücke der Abmessung 15x8x6mm wurden bei Temperaturen von
800 - 1150°- 30min im Vakuum-Quarz-Rezipienten austenitisiert und
abgekühlt, was nach dem ZTU-Schaubild in Bild 1b in etwa einer Luft
abkühlung bzw. einer Abkühlgeschwindigkeit von A = 0,6 - 2,4 ent
spricht. Lambda entspricht der Zeit [s] in der Abkühlung
zwischen 80~~;000 = A. Eine Luftabkühlung von~ 10mm Material ent
spricht A = 1,0. Die Ergebnisse der anschließenden Härtemessungen
sind im Bild 2a dargestellt. Bei 800° ist nach dem ZTU-Schaubild 1b
gerade erst Ac 1b (780°) überschritten, dadurch kommt es nur zu einer
Teilaustenitisierung und daraus folgt auch nur eine sehr niedrige
Härte. Erst ab~ 900°, wenn Ac1
e überschritten wird, liegen die
Härtewerte im Bereich > 400-500, entspr. dem ZTU-Schaubild. Für
die Austenitisierungstemperaturen 975°, 1075° und 1125° liegen
eine Vielzahl von Härtewerten weiterer Probenserien vor, sodaß
für diese Härtetemperaturen auch Streubereiche für die Abschreck
härte angegeben werden können.
Die metallegrafischen Nachuntersuchungen der bei 975°- 1150° ge
härteten Proben ergaben die im Bild 2b angegebenen Korngrößen und
bestätigten die 8-Ferrit-Freiheit der Charge. Diese Befunde stehen
-10-
in guter Übereinstimmung mit Ergebnissen von E.A.Little et al./19/.
Bild 3 zeigt für drei Austenitisierungstemperaturen typisches mar
tensitisches Gefüge. Für den untersuchten Stahl ist 975° als er
niedrigte und 1125° als erhöhte Härtetemperatur anzusehen.
3.1.3. Einfluß der Anlaßtemperatur auf die Härte
Proben gleicher Abmessungen wie zuvor bei den Austenitisierungs
versuchen wurden bei drei Temperaturen (975°- 1075°- 1125°) auste
nitisiert, im Quarz-Rezipienten abgeschreckt und anschließend im
Bereich 200 - 800° 2 std/Luft angelassen. Im Vergleich zu den als
Kurve dargestellten Werten für 1075° zeigt sich, daß die Härte
temperatur im Bereich 975°- 1125° keinen signifikanten Einfluß
auf die Vergütungshärte hat. (Vergüten = Härten +.A-nlassen) . Der
Härteanstieg bei 800° ist auf eine erneute Teilaustenitisierung
zurückzuführen, denn wie schon bemerkt, liegt der Ac 1b-Punkt bei
780 °c. Der Härteanstieg im Anlaßbereich 475° - 500° ist auf die
Bildung von Sekundärphasen zurückzuführen. Sehr viel deutlicher
und vollständiger ist das im Bild 5 dargestellt, in dem durch To
leranzfelder die Ergebnisse von Härtemessungen einer Vielzahl von
Probenserien zusammengestellt sind.
Daraus wird auch die Wahl der Standard-Anlaßtemperatur von 700°
verständlich; mit 750° als Option für höhere Zähigkeit und 600°
als Option für höhere Festigkeit.
Der Härteanstieg bei 475° - 500° darf nicht mit der 475°-Versprö
dung gleichgesetzt werden. Diese ist dadurch gekennzeichnet, daß
vergütete Proben bei 475°-Glühungen an Duktilität verlieren, ohne
daß Härte und Festigkeit nennenswert beeinflußt werden. In Bild 6
sind für drei Anlaßtemperaturen typische Vergütungsgefüge darge
stellt.
3.1.4,Einfluß der Anlaßzeit auf die Härte
Die Anlaßtemperatur bewirkt eine Entspannung und somit auch Ernie
drigung der Härte der martensitischen Struktur und dient der ge
zielten Einstellung eines duktileren Werkstoffzustandes als es der
martensitische Zustand nach dem Härten ist. Verständlich ist auch,
-11-
daß nicht nur die Anlaßtemperatur, sondern auch die Anlaßzeit
eine Rolle spielt. üblicherweise wird 2 std bei einer Anlaßtempe
ratur angelassen, um ein Werkstück für den vorgesehenen Verwen
dungszweck gebrauchsfähig zu machen. Damit ist allerdings noch
nichts ausgesagt, wie sich die Kennwerte dieses eingestellten Ver
gütungszustandes ändern, wenn das Bauteil bei höheren Temperatu
ren eingesetzt wird. Dieser Frage wurde in zwei Schritten nachge
gangen und untersucht, wie sich die Härte ändert, die ja in erster
Näherungauch einen Rückschluß auf die Festigkeit zuläßt.
Zunächst wurden bei 1075° gehärtete Proben im Bereich 500° - 600°
angelassen, mit Anlaßzeiten von 2 - 20 - 200 - 2000 und 10 000 std
und im Bereich 650 - 750° mit Anlaßzeiten von 2 - 2000 resp.
2 - 200 std. Die Ergehnisse der Härtemessungen sind in Bild 7
durch die durchgezogenen Kurven dargestellt. Danach erkennt man,
daß insbesondere bei 500° und 550° der Anlaßeffekt der Anlaßzeit
ganz erheblich ist und erwartungsgemäß bei den höheren Anlaßtem
peraturen nicht mehr so ausgeprägt ist. Nichtsdestoweniger bewirkt
eine 200 std Anlaßzeit bei 700° einen Härteabfall von Hv30 = 260
(bei 2 std) auf Hv30 = 215.
Wichtiger für die Praxis ist aber, wie sich z.B. die Betriebstem
peratur einer Komponente auf den Vergütungszustand auswirkt. In
unserem Fall wird, ausgehend von der Standard-Vergütung 1075°30'
+ 700° 2 std, der langzeitige Einfluß von Temperaturen zwischen
500 - 700 °C betrachtet. An Zeitstandproben dieses Vergütungszu
standes, die in diesem Temperaturbereich gefahren worden waren,
erfolgten Härtemessungen im Probenkopf, in dem die Härte durch
die Versuchsspannung praktisch nicht beeinflußt wird und demzu
folge nur der Prüftemperatur ausgesetzt ist. Die Ergebnisse sind
in Bild 7 durch den jeweils gestrichelten Kurvenverlauf dargestellt,
der durch die noch lfd. Versuche in den Bereich ~ 10 4 std noch ver
längert wird. Es zeigt sich, daß nach dem Vergüten auch langzei
tige Temperatureinwirkungen von 500 - 600° bis rv 104 std keine
gravierende Entfestigung bewirken (~ 20 - 30 Vickerseinheiten).
Erst Temperaturen ~ 650° und Expositionszeiten > 103 std ergeben
einen starken zusätzlichen Anlaßeffekt.
-12-
Zusammenfassend sind die Ergebnisse der Härtemessungen nach Ver
gütungsbehandlungen in Bild 8 nach dem Larson-Miller-Parameter
als Anlaß-Hauptkurve dargestellt. Diese Autoren haben Temperatur
und Zeit in einem Parameter der Form P = T9K (c+log t) miteinander
verknüpft, d.h., diese beiden Einflußgrößen auf verschiedene Kenn
werte sind in begrenztem Rahmen austauschbar /20/. Der Wert für c
ist keine Konstante und zunächst abhängig vom Werkstoffzustand
und der betrachteten Kenngröße. Im vorliegenden Fall erwies sich
18 für den betrachteten Temperaturbereich als praktikabel.
Zunächst sind die Härtewerte der Vergütungsserien aus Bild 5
(1075°30' + 2 std angelassen) als Toleranzfelder eingetragen. Als
Einzelpunkte eingetragen sind die Werte, der Proben, die im Bereich
500 - 750° zwischen 2 - 104 std angelassen worden waren. Dies zu
sammen ergibt eine Anlaß-Hauptkurve für den gehärteten Zustand.
Die an fertig vergüteten Proben nach längerem Einsatz bei 500° -
650° gemessenen Härtewerte ordnen sich auf einem Kurvenzug ein,
der unterhalb der eigentlichen Anlaß-Hauptkurve liegt. Deutlich
davon getrennt ergibt sich ein weiterer Kurvenzug der bei 700°
geprüften Proben, wenn also die Prüftemperatur echt additiv zur
Anlaßtemperatur ist.
Anhand des über der Abszisse eingezeichneten Auflösungsnetzes
kann man herauslesen, daß zum Beispiel ein Einsatz bei 550° und
2-104
std die Härte nur um 20 - 30 Vickerseinheiten absenkt, je
doch bei höreren Temperaturen ganz deutlich.
3.2.1. Kerbschlagversuche
Eine ausreichende Werkstoffzähigkeit ist zur Absicherung gegen
spröde Brüche von Reaktordruckbehältern und -komponenten erforder
lich. Der Nachweis wird durch Kerbschlagbiegeversuche erbracht,
wozu weltweit in der Kerntechnik die ISO-V-Spitzkerbprobe (nach
DIN 50 115) dient. Während die austenitischenStähle eine Kerb
schlagzähigkeit auf hohem Niveau haben und mit abnehmender Prüf
temperatur bis weit in den Minusgrad-Bereich (-100 bis -200°)
-13-
keine Anzeichen einer Versprödunq zeigen, weisen die ferritischen
Stähle einen Steilabfall auf, der größenordnungsmäßig bei RT liegt,
sich jedoch je nach Stahl + Zustand stark nach Plus- oder Minus
Temperaturen verschiebt. D.h., in der Hochlage erhält man neben
hohen Werten für die Kerbschlagarbeit A zähe, verformungsfähige V
Brüche und in der Tieflage niedrige A -Werte und spröde Brüche. V
Daraus folgt eine Bewertung der Ubergangstemperatur tü sowohl für
die Kerbschlagarbeit Av als auch für das Bruchverhalten. Es soll
hier nicht weiter diskutiert werden, welches Bewertungskriterium
für Auslegungszwecke herangezogen wird (z.B. NOT-Temperatur im
Pellini-Versuch, 68J bei NDT + 33°, 102Jmin oder A2v d. Hochlage)
/21/, vielmehr besteht primär für den Werkstoff eines SB-Brennele
mentkastens. die Forderung, daß seine Kerbschlagzähigkeit auch im
bestrahlten Zustand bis~ 250° in der Hochlage verbleibt /11/.
D.h., im unbestrahlten Zustand sollte der Steilabfall des Werkstof
fes möglichst weit bei ~ RT sein.
In den folgenden Kapiteln werden die an der Großcharge ermittel
ten Kerbschlagzähigkeitswerte in Abhängigkeit verschiedener Ein
flußgrößen dargestellt. Das Bruchverhal-ten wird bewertet nach dem
Anteil des kristallinen bzw. faserigen Bruches. Dabei wird, was
sich aus dem angelsächsischen Sprachgebrauch eingebürgert hat,
die Prüftemperatur als FATT (Fracture ~pearance !ransition !em
perature) bezeichnet, wenn 50% der Bruchfläche als kristallin
(hellschimmernd) bestimmt werden. Die Kerbschlagproben waren als
Probenrohlinge (~ 12 x 17 x 55) vergütet worden und anschließend
durch allseitige Bearbeitung nach DIN 50115 gefertigt worden.
3.2.1 .1. Einfluß der Probenlage
Die Kerbschlagzähigkeit .ist stark abhängig von der Probenlage.
Quer zur Walzrichtung entnommene Proben ergeben niedrigere Av
Werte, weil die Lage des Spitzkerbes und der Faserverlauf gleich
sind, wohingegen bei den Längsproben der Faserverlauf quer zum
Spitzkerb ist, und demzufolge zur Durchtrennung eine höhere Schlag
arbeit erforderlich ist. Die unterschiedliche Kerbschlagzähigkeit
ist stark abhängig vom Schwefelgehalt.so zeigt Kalwa /5/ am Bei
spiel des Stahles 1.4922 (X20CrMoV121), daß durch eine Stahlent-
-14-
schwefelung (S-Gehalte ~ 0,005%) die Querzähigkeit mehr als ver
doppelt wird gegenüber einem normalen S-Gehalt. Die im Rahmen
dieser Arbeit untersuchte Großcharge hat einen S-Gehalt von 0,005%
und die Gehalte der als Vergleich herangezogenen Chargen des Stah
les 1.4914 liegen zwischen 0,004- 0,006% (Tabelle I-D,E,F).
In Bild 9 sind die an der Großcharge im Referenzzustand ermittel-
ten Kerbschlagzähigkeitswerte für Quer- und Längsproben in Ab
hängigkeit von der Prüftemperatur aufgetragen. Im Teilbild a ver
deutlichen die Einzelwerte die übliche Streuung im Bereich des
Steilabfalles und den Unterschied der Kerbschlagzähigkeit bei Quer
und Längsproben bei gleicher Prüftemperatur. Die Bewertung der Bruch
flächen ergibt nach dem Teilbild b eine FATT von -39° für Längs-
und -17° für die Querproben. Diese Temperaturen sind auch fast iden
tisch mit dem Kriterium tü = A2v Hochlage. (tü = Übergangstempera
tur der Kerbschlagarbeit nach DIN 50115).
3.2.1.2. Einfluß der Vergütungsbehandlung
Wie unter 3.1.3. angeführt, ist neben der Wahl von 700° als Stan-o dard-Anlaßtemperatur, eine Anlaßtemperatur von 750 als Option für
höhere Zähigkeit und 600° als Option für höhere Festigkeit angege
ben worden. Die Ergebnisse der Kerbschlagversuche in Bild 10 zei
gen, daß die höhere Anlaßtemperatur sowohl FATT als auch tü = A;
im Vergleich zum Referenzzustand a weiter erniedrigt, also ver
bessert. Dagegen wird durch eine Vergütung auf höhere Festigkeit
mit 600° Anlaßtemperatur der Steilabfall drastisch zu höheren Tem
peraturen verschoben, sodaß auch FATT bei +11 °c liegt.
Einzelversuche bei -10° mit Öl bzw. Wasser als schrofferes Abschreck
medium statt üblicherweise Luft, zeigen, daß die Übergangstempera
tur bzw. FATT nur geringfügig beeinflußt wird.
3.2.1.3. Einfluß des Stickstoffgehaltes und Vergleich 1.4914 mit
1.4923
Wie eingangs erwähnt, war die Absenkung des N-Gehaltes bei der
Großcharge eine Maßnahme, um o-Ferrit-freies Gefüge zu erhalten
und das Kerbschlagzähigkeitsverhalten zu verbessern. Als Vergleich
-15-
zu den in Bild 9 dargestellten Ergebnissen wurden Kerbschlagversuche
an einer 1.4914-Charge mit 230 ppm Stickstoff durchgeführt. Die
Analyse in der Tabelle I-E zeigt, daß diese Charge im Rahmen der
VDEH-Spezifikation liegt und außer dem N-Gehalt lediglich mit dem
Cr- und B-Gehalt über der SNR-Spezifikation liegt. Aus dem fl) 16mm
Stangenmaterial wurden ISO-V-Längsproben gefertigt, die zuvor als
Probenrohlinge entsprechend dem Referenzzustand vergütet worden
waren.
Die Ergebnisse der Kerbschlagversuche sind in Bild 11 den ISO-V
Längsproben-Werten der Großcharge aus Bild 9 gegenübergestellt.
Man erkennt, daß der normale N-Gehalt bzw. die Absenkung auf <100ppm
eine drastische Verschiebung des Steilabfalles der Av-t-Kurve be
wirkt und ein Unterschied in der FATT von fast 90° besteht zu Gunsten
der Großcharge.
In diesem Schaubild mit eingezeichnet sind noch die Werte von zwei
Chargen des Stahles 1.4923. Dieser Stahl ist im Vergleich zum
1.4914, Nb-frei mit höherem C-Gehalt (Tabelle I-G-I) und hat im
konventionellen und nuklearen Kraftwerksbau eine breite Anwendung
gefunden.
Während der Unterschied im Kerbschlagzähigkeitsverhalten zwischen
den beiden 1.4914-Chargen dem unterschiedlichen N-Gehalt zuzuschrei
ben ist, dürfte das unterschiedliche Verhalten der beiden 1.4923-
Chargen auf die unterschiedliche Korngröße zurückzuführen sein.
Beide Chargenanalysen zeigen keine signifikanten Unterschiede und
die Proben wurden jeweils fl) 16mm Stangenmaterial entnommen und in
gleicher Weise vergütet. Der Nb-Gehalt bei 1 . 4914 bewirkt eine
Feinung des Austenitkorns, was \<Tiederum zu einer deutlichen .Ab-
senkung der Av-übergangstemperatur und FATT führt /11,19/. Die von
den Autoren angegebene Abhängigkeit entspricht quantitativ auch dem
Unterschied zwischen D8518 und 5-34-S. Dies dürfte auch erklären,
daß der 1 . .4923-Stahl mit der Bezeichnung 5-34-S trotzdes etwas
höheren N-Gehaltes günstiger liegt als die Vergleichscharge D8518,
die eine für diesen Stahltyp normale Korngröße von 50-100 Jlm auf
weist.
-16-
3.2.1.4. Einfluß der Probenform
Quantitativ ist es nicht möglich, die Kerbschlagarbeit verschie-
dener Probenformen zu vergleichen bzw. umzurechnen. Andererseits
ist es aber nicht immer möglich, gleiche Probenformen zu verwen-
den. Wenn z.B. aus Anlagenmaterial Proben herausgearbeitet werden
müssen oder, wie bei der Qualifizierung für die Anwendung in der Kern-
technik, Proben bestrahlt werden, kann in der Regel nicht mehr die
normale ISO-V-Probe verwendet werden, sondern nur noch die ISO-V
Kleinstprobe (KLST 3 x 3 x 27mm) .
In Bild 12 sind die Ergebnisse von Kerbschlagversuchen an KLST
Proben der Großcharge, die als Vergleichsversuche zu bestrahlten
Proben durchgeführt wurden /14/, den Werten von ISO-V-Proben aus
Bild 9 gegenübergestellt. In bezug auf den Steilabfall ergibt sich
eine relativ gute qualitative Übereinstimmung bei leichter Ver
schiebung zu tieferen Temperaturen bei den KLST-Proben. Diese Ver
schiebung ist bei der Bestimmung von FATT etwas ausgeprägter.
In früheren Arbeiten trifft man vielfach auf Kerbschlagzähigkeits
daten, die mit der DVM-Probe (s. DIN 50115) ermittelt wurden. Die
DVM-Probe war, bzw. ist in Deutschland im Stahlbau und Dampfkessel
und Apparatebau die üblicherweise verwendete Probenform. Während
die Kerbe der ISO-V und KLST-Probe als Spitzkerb (45° bzw. 60°)
mit R = 0,25 mm bzw. R = 0,1 mm ausgebildet ist, hat die Kerbe der
DVM-Probe einen Radius von 1 mm, wirkt also sehr viel milder.
Ein Vergleich von Kerbschlagwerten, die mit DVM-Proben und ISO-V
Proben gewonnen wurden, ist in Bild·13 angestellt worden. Der schon
im vorangegangenen Kapitel im Vergleich zum 1.491.4 herangezogene
Nb-freie Stahl 1.4923 ist, z.T. in Verbindung mit anderen Versuchs
programmen, in vergleichbaren Vergütungszuständen untersucht wor
den. Deutlich erkennbar ist im Teilbild a, wie der Bereich der
Schlagarbeit zwischen Hoch- und Tieflage bei Verwendung der ISO-V
Probe stärker gespreizt ist als bei der DVM-Probe. Das wesentlich
mildere Ansprechen der DVM-Probe .auf geänderte Kerbschlagzähigkeit
wird auch durch den nicht sehr ausgeprägten Unterschied zwischen
den beiden Vergütungszuständen (600° bzw. 750° angelassen) deutlich.
-17-
Die Teilbilder b und c enthalten ergänzende Kerbschlagzähigkeits
daten für den Nb-freien Stahl 1.4923 und zeigen den Einfluß der
Anlaßtemperatur und Korngröße.
3.2.2. Zugversuche
Die Zugfestigkeitseigenschaften der vergütbaren 12%-Cr-Stähle
lassen sich je nach Wahl der Vergütungsbehandlung in weiten Be-
reichen variieren.
Streckgrenzenwerte
werte zwischen 600
So können je
zwischen 500 2
- 2000 N/rnrn
nach Legierung und Anlaßbeh~ndlung
- 1500 N/rnrn2 und Zugfestigkeits
erzielt werden /3/. Aus diesem
Grund wird auch in diesem Kapitel kein Vergleich zwischen den Wer
ten der Großcharge und einer anderen Variante gezogen, zurnal die
Kurzzeitfestigkeitswerte des Zugversuches keinen Rückschluß auf die
relative Höhe der Langzeitfestigkeit im Zeitstandversuch bei höhe
ren Temperaturen erlauben.
Für die Zugversuche wurden aus dem 17rnrn Blech durch Funkenerosion
Probenrohlinge von ~ 6 rnrn und ~ 9 rnrn in Walzrichtung herausgear
beitet und anschließend gehärtet bzw. vergütet. Für die Zugversuche
bei Raurnternperatur, die den Einfluß verschiedener Anlaßtemperatu
ren aufzeigen, wurden M5-Gewindekopfproben gern. Bild 14a verwendet,
wie sie auch bei den Bestrahlungsprogrammen zum Einsatz kommen. Die
Versuche zum Einfluß der Prüftemperatur wurden mit M8-Gewindekopf
proben (Bild 14b) gefahren.
Die Versuche wurden auf einer Maschine mit mechanisch gesteuertem
Querhaupt durchgeführt. Bei den RT-Versuchen wurde das s-F-Dia
grarnrn mit an der Probe angebrachtem induktiven Wegaufnehrner re~
gistriert und bei den Versuchen im Temperaturbereich 200 - 800°
über die Querhauptbewegung und den Papiervorschub (V = 25-fach)
aufgezeichnet.
3.2.2.1. Einfluß der Härte- und Anlaßtemperatur
Für diese Versuchsserie wurden drei Härtetemperaturen gewählt:
I = II = III =
1075° 30rnin/Luft
975° II
II
(als Standardhärteternperatur)
(als erniedrigte Härtetemperatur)
(als erhöhte Härteternperatur)
-18-
Die metallegrafische Untersuchung ergab nach der Härtung bei
975° ein sehr feinkörniges Gefüge mit einer Korngröße von 0 ~ 0 ~
5 - 10 ~minach 1075 ~ 15 - 30 ~m und nach 1125 ~ 30- 40 ~m.
Die bei 1075° (Zustand I) gehärteten Proben wurden anschließend
im Bereich 200 - 850° 2 std/Luft angelassen (je 2 Proben) und
die Proben der Zustände II + III im Bereich 400 - 800° 2 std/Luft.
Für die Standardhärtetemperatur sind in Bild 15 die Zugversuchs
kennwerte für RT in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur aufge
tragen. Ausgehend von den Werten der nur gehärteten Proben bewir
ken Anlaßtemperaturen von 200 - 400 °e eine geringfügige Abnahme
der Zugfestigkeit R , aber eine leichte Erhöhung der Streckgrenze m
Rp0 2 und auch eine Erhöhung der Duktilitätskennwerte A, Ag und z.
Im Anlaßtemueraturbereich 400 - 525 °c kommt es infolge von se-
kundärphasenbildung zu einer stärkeren Erhöhung der Zugfestigkeit
R , die Werte liegen teilweise noch über denen des nur gehärteten m Zustandes. Die Werte für die Brucheinschnürung Z nehmen in diesem
Bereich etwas ab, wohingegen Gleichmaßdehnung Ag und Bruchdehnung
A bei 475 °e ein Maximum durchlaufen.
Ab 550 °e bis 800 °e bewirkt die Anlaßtemperatur, daß Zugfestigkeit
Rm und Streckgrenze Rp0 , 2 stetig abnehmen und die Duktilitäts
kennwerte wiederleicht zunehmen. Der Anstieg von Rm und Rp0 , 2 und
der Abfall von Z, Ag und A bei 850 °e beruht darauf, daß eine Teil
austenitisierung und erneute Härtung erfolgte, weil nach dem konti
nuierlichen ZTU-Schaubild für diese Schmelze Ac 1b bei 780 °e liegt.
Dies geht auch aus den Vergütungsdiagrammen hervor (Bild 4 + 5).
Für die Härtetemperaturen 975 °e und 1125 °e (Bilder 16 + 17), von
denen Proben im Temperaturbereich 400 - 800 °e angelassen wurden,
ergibt sich qualitativ und quantitativ fast das gleich Bild. Bei
diesen beiden Härtetemperaturen zeigt sich allerdings schon bei
800 °e Anlaßtemperatur eine leichte Erhöhung der Zugfestigkeit und
Abnahme der Dehnungswerte A und Ag, obwohl die 6 Proben der 3 Här
tetemperaturen gemeinsam angelassen worden waren; d.h. eine Ernie
drigung und Erhöhung der Austenitisierungstemperatur bewirkt eine
Beschleunigung des Beginns der a-y-Umwandlung.
-19-
In Bild 18 sind in 5 Teildiagrammen die Zugversuchskenngrößen
der drei Härtetemperaturen vergleichend dargestellt. Hieraus er
gibt sich, daß im Rahmen der für diesen Stahl normalen Streuung
kein signifikanter Einfluß der Härtetemperatur auf die Zugfestig
keitseigenschaften bei R.T. für die Großcharge besteht.
Ergänzend zu den Bildern 15 - 17 ist im Teilbild 18d noch die
1%-Streckgrenze Rp 1 ,0
eingezeichnet. Diese Kenngröße zeigt auch
für die Standardhärtung 1075 °e schon bei 800 °e Anlaßtemperatur
eine leichte Erhöhung.
Die Auswertung der E-F-Diagramme ergab als Mittelwert aus 72 Ver
suchen für den E-Modul einen Wert von 199 529 N/mm2
, also rd.
200 kN/rnm2 .
3.2.2.2. Einfluß der Prüftemperatur
Der Einfluß der Prüftemperatur wurde an Proben von drei Vergütungs
zuständen untersucht:
I = II = III =
1075 °e 30'/Luft + 700 °e 2h/Luft (Standardvergütung)
" " + 6oo 0 e " " " "
Neben der Standardvergütung (I) ist der Zustand II eine Option für
höhere Festigkeit und der Zustand III eine Option für höhere Zähig
keit, wie die Ergebnisse der Kerbschlagversuche gezeigt haben.
In Bild 19 sind die Zugversuchskennwerte für Proben der Standard
vergütung in Abhängigkeit von der Prüftemperatur (200 - 800 °e) aufgetragen. Die R.T.-Werte entstammen jeweils dem Bild 15.
Mit steigender Prüftemperatur ergibt sich ein stetiger Abfall der
Zugfestigkeit Rm und Streckgrenze Rp0 , 2 , aber auch der Gleichmaß
dehnung Ag bis 600 °e, und ein Anstieg der Bruchdehnung A und
-einschnürung Z. Bei 800 °e Prüftemperatur, nachdem also Ac 1b über
schritten und das Material sich vom krz + kfz umzuwandeln beginnt,
steigt die Bruchdehnung A stark an. Die Gleichmaßdehnung Ag hat
bei 600 °e Prüftemperatur ihr Minimum und steigt bis 800 °e wieder
stetig an.
-w-
Das gleiche Bild ergibt sich qualitativ auch für die Vergütungs
zustände II und III, obwohl wegen der begrenzten Probenzahl die
Prüftemperaturen nicht so eng belegt (Bild 20) bzw. nur bis 650 °e abgedeckt wurden (Bild 21). Ein quantitativer Vergleich der drei
Vergütungszustände erfolgt in den Bildern 22 und 23. Im Vergleich
zur Standardvergütung mit 700 °e Anlaßtemperatur liegen die Zug
festigkeitswerte des nur bei 600 °e angelassenen Zustandes bis zu
~ 600 °e Prüftemperatur erheblich höher, wohingegen eine Anlaß
temperatur von 750 °e (Zustand III) nur durchweg eine Erniedrigung
von ~ um 50 MPa bewirkt (Bild 22a) . Ausgeprägter ist der Unter
schied zwischen den drei Vergütungszuständen bei den Streckgrenzen
werten Rp0 , 2 und Rp 1 , 0 (Bild 22b).
Bei den Duktilitätskennwerten A, Ag und Z sind die Unterschiede
zwischen den drei vergütungszuständen nicht so ausgeprägt, jedoch
liegen die Werte des auf höhere Festigkeit vergüteten Zustandes II
allgemein etwas unter den Werten des Standardzustandes I und die
Werte des Zustandes III allgemein etwas höher (Bild 23a - c) .
Zu bemerken ist, daß die Gleichmaßdehnung Ag bei diesem krz-Stahl
mit steigender Prüftemperatur bis 600 °e bis auf ein Minimum von
~ 1% abnimmt, um dann bis 800 °e wieder auf ~ 5% anzusteigen, während
die Bruchdehnung A von RT bis 800 °e von 10 - 15% auf rd. 100% zu
nimmt.
Eine zusammenfassende Darstellung des Einflusses der Anlaß- und
Prüftemperatur auf die Zugfestigkeit Rm und der Streckgrenze
Rp0
, 2 erfolgt in den Raumdiagrammen 24 + 25 für die Standardhär
tetemperatur 1075 °c. Zuvor wurde schon im Kapitel 3.2.2.1. beschrie
ben, daß die Härtetemperaturen 975 °e und 1125 °e praktisch die
gleichen Zugfestigkeitseigenschaften bei RT ergeben wie 1075 °e.
Aus Bild 24 ergibt sich aus der rechten Diagrammfläche der Verlauf
der Zugfestigkeit bei RT als Folge der Anlaßtemperaturen von 400
- 850 °e. Ausgehend von der Vergütungsfestigkeit von 940 MPa -
775 MPa und 714 MPa für 600 °e - 700 °e und 750 °e Anlaßtemperatur
-21-
(Zustände I-III) ist deutlich der Abfall der Zugfestigkeit mit
steigender Prüftemperatur (200 - 800 °e) erkennbar. Das gleiche
gilt qualitativ für die Streckgrenze Rp0 , 2 in Bild 25.
3.2.2.3. Bruchverhalten
Die metallegrafische Nachuntersuchung der im Zugversuch gerissenen
Proben ergab in bezug auf das Bruchverhalten, daß alle Proben rein
transkristallin ohne nennenswerte Aufrisse in der Bruchzone bra
chen und zwar unabhängig von der Härte-, Anlaß- und Prüftemperatur.
Als Beispiel sind in den Bildtafeln 26-29 einige Proben der in den
beiden vorangegangenen Kapiteln beschriebenen Zugversuche im unge
ätzten und geätzten Zustand dargestellt.
3.2.3. Zeitstandversuche
Für alle Werkstoffe, die bei höheren Temperaturen im Anlagenbau zum
Einsatz kommen und Spannungen ausgesetzt sind, ist die Kenntnis des
Zeitstandfestigkeits- und Kriechverhaltens von entscheidender Be
deutung. In Abhängigkeit von Einsatztemperatur und -zeit kommt es
zu Dimensionsänderungen durch Kriechen, das noch zusätzlich durch
strukturelle Änderungen des Ausgangsgefüges beeinflußt wird. Für
die 12%-er-Stähle liegen zahlreiche zusammenfassende Untersuchungen
vor, die das Zeitstandverhalten bis zu 100 000 std beschreiben
/22,6/. Weniger umfassend ist allerdings der Kenntnisstand an Nb
haltigen 12%-er-Stählen. Für den Stahl 1.4914 liegen Ergebnisse des
Herstellers und von Broichhausen-Buresch vor /23,24/, sowie eigene
unveröffentlichte Ergebnisse, die den Temperaturbereich bis 800 °e
abdecken /25/. Untersuchungen an vergleichbaren Stählen wurden von
Fujita et al. durchgeführt, die auch den Einfluß weiterer Legierungs
elemente untersuchten und insbesondere die strukturellen Änderungen
(Phasenbildungen) beschrieben /26,27/.
Das Material der Großcharge von 1.4914 wird im Temperaturbereich
500 - 700° untersucht. Experimentell abgedeckt ist in bezug auf die
Zeitstandfestigkeit z.Zt. der Bereich bis 104
std und in bezug auf
das Kriechverhalten Spannungsbereiche, die Standzeiten ~ 2 · 104
std
entsprechen. Für den Einsatz
Anforderung u.a. definiert:
-22-
als Brennelementkasten sind als
Tmax ~ 600°, t = 2 · 104 std. Die m ruhende Beanspruchung, die Kriechen zur Folge hat, ist sehr nie-
drig, sodaß eine crB/104
std/600° von 75MPa als ausreichend ange-
sehen wird.
Das Zeitstandverhalten wurde an Proben von drei Vergütungszustän
den, analog den Kerbschlag- und Zugversuchen, geprüft:
I = II = III =
Als Proben wurden sowohl ~ 5 x 25rnm (doXLo) Gewindekopfproben als
auch~ 8 x 50 mm Proben, gern. Bild 14b + c, verwendet, die aus
dem 17mm Blech entnommen worden waren. Die Versuche werden in Prüf
ständen gefahren, die mit 3-Zonen-öfen und PID-Reglern eine Tempe
raturkonstanz von ~ 2° haben. Die Versuchsspannung wird über einen
Hebelarm durch Gewichtsplatten aufgebracht. Der Kriechverlauf wird
mit induktiven Wegaufnehmern erfaßt und kontinuierlich registriert.
3.2.3.1. Zeitstandfestigkeit und Zeit-Dehngrenzen
Die bisher erzielten Standzeiten sind in Bild 30 in Abhängigkeit
von der jeweiligen Versuchsspannung aufgetragen. Mit eingezeichnet
sind auch die Symbole der noch lfd. Versuche, die zeigen, daß das
Zeitstandfestigkeitsverhalten des Referenzzustandes bis weit > 104
std experimentell abgedeckt wird und die Aussagen zum Kriechverhal
ten erhärten. Der Verlauf der Zeitstandfestigkei.tskurven zeigt,
daß der auf höhere Festigkeit vergütete Zustand II (gehärtet +
600° angelassen) nur im niedrigeren Temperaturbereich (< 600°) und
bei Standzeiten < 104 std auch ein etwas besseres Zeitstandfestig
keitsverhalten aufweist als der Referenzzustand. Bei 650° und
> 103 std liegt die Zeitstandfestigkeit noch unter der des Zustan
des III (gehärtet+ 750° angelassen), die wiederum im Temperatur
bereich 550- 650°, praktisch parallel verlaufend, 20- 5 MPa un
ter der des Referenzzustandes liegt.
-23-
Deutlich geht das auch aus Bild 31 hervor, in dem die Standzei
ten nach dem Larson-Miller-Verfahren /20/ als Zeitstand-Raupt
kurven dargestellt sind. Der Wert C ergab sich anhand der experi
mentellen Daten zu 25 und deckt sich mit dem Befund von Briggs
Parker /7/. Durch die Verwendung verschiedener Symbole für jede
Prüftemperatur kann man erkennen, daß in jeder Hauptkurve sich
die verschiedenen Teilstücke gut überlappen. Die bei höheren Span
nungen liegende Kurve des Vergütungszustandes II schneidet bei
P = 25,25 die Kurve des Referenzzustandes und bei P = 26 auch
die Kurve des Zustandes III, d.h., oberhalb P = 25,5 (ä T ~ 600°,
t > 1o4 std) hat der Referenzzustand I der Großcharge das günstig
ste Zeitstandfestigkeitsverhalten.
Mit eingezeichnet als Vergleich sind noch Ergebnisse an Chargen
dieses Stahltyps mit dem normalen N-Gehalt von> 200 ppm /23,25/.
Wie schon einleitend erwähnt, wurde die Großcharge zur Herstellung
von BE-Kästen auch nach der primären Forderung konzipiert, nämlich
optimales Kerbschlagzähigkeitsverhalten. Dazu zählte u.a. die Ab
senkung des N-Gehaltes auf < 100 ppm. Das Bild zeigt also auch
die Einbuße an Zeitstandfestigkeit bzw. das Potential des Nb-hal
tigen Stahles 1.4914.
Das Zeitstandfestigkeitspotential ist für die beiden Varianten mit
hohem und abgesenktem N-Gehalt in Abhängigkeit von der Vergütungs
behandlung in Bild 32 in fünf Teildiagrammen für jede Prüftempera
tur dargestellt. Ergänzend zu den in Bild 29 angegebenen Versuchs
werten für die Charge 11368 (Tabelle I-D, N = 290 ppm) enthalten
die Teilbilder c - e Zeitstandkurven von Vergütungszuständen, wie
sie für Vergleichsproben in Bestrahlungsprogrammen /28/ zum Ein
satz kamen. Zum Einfluß des N-Gehaltes im Bereich 200 bzw. 400 ppm
liegen für 600° Prüftemperatur (Teilbild c) weitere Daten von zwei
Versuchsschmelzen vor (Tabelle I-K, L).
An dieser Stelle sei auch den beschriebenen Zeitstandfestigkeits
bereichen des Nb-haltigen Stahles 1.4914 der Zeitstandfestigkeits
bereich des Nb-freien Stahles 1.4923 gegenübergestellt. Aus der
übersichtlichen Larson-Miller-Darstellung in Bild 33 kann man ent-
-24-
nehmen, daß für den Langzeiteinsatz bis 600°/650° die stickstoff
reiche Variante des 1.4914 etwas höhere Zeitstandfestigkeitswerte
aufweist als der Stahl 1.4923 und die auf optimale Kerbschlagzä
higkeit ausgelegte Variante des 1.4914 (N < 100 ppm) in ihrem
Langzeitfestigkeitsverhalten nicht unter dem Streuband des 1.4923
liegt /22/.
Die für Auslegungszwecke wichtigen 1%-Zeit-Dehngrenzenwerte sind
in Bild 34 vergleichend dargestellt. Auch für die Zeit-Dehngrenzen~
werte hat sich in der Larson-Miller-Darstellung ein c ..... wert von 25
ergeben. Qualitativ verhalten sich die Zeit-Dehngrenzenkurven der
drei Vergütungszustände der Großcharge wie die Zeitstandkurven,
d.h. bei T ~ 600° und t ~ 104 std dominiert der Referenzzustand.
Der Spannungsunterschied zwischen der Großcharge und der stick
stoffreichen Variante ist allerdings erheblich größer als bei den
Standzeitwerten.
Der Vergleich mit den Werten für den Nb-freien Stahl 1.4923 zeigt
eindeutig die Uberlegenheit des Stahles 1.4914 mit N-Gehalten
> 200 ppm, insbesondere für den Bereich > 104
std bzw. > 550° c. Ein experimenteller Befund, der gegen die Aussagen in /5/ steht,
daß ein Nb-haltiger 12% er-Stahl nur bis ~ 10 000 std Vorteile
gegenüber dem Nb-freien Stahl aufweist. Diese Aussage stützt sich
auf eine Arbeit von Hede-Aronsson /29/, die eine Zeitstandfestig
keitskurve eines nur bei 650° angelassenen Nb-haltigen Stahles mit
einer Kurve eines Nb-freien Stahles aus der Literatur vergleichen
und bei 600° und > 104 std eine Angleichung finden. Dagegen liegen
für den 700° angelassenen Zustand nur einLge Werte vor, die kein
Urteil darüber erlauben, ob eine Uberschneidung der Vergütungszu
stände auftritt, wie in Bild 31 gezeigt wurde.
Die experimentelle Erfassung der Zeit-Dehngrenzen und Standzeiten
erlaubt die Bildung des Zeit-Dehngrenzen-Verhältnisses Rt/tm bzw.
Rp/Rm, d.h. die Angabe des konstruktiv nutzbaren Anteils der Stand
zeit bzw. Zeitstandfestigkeit. Als Beispiel sind in Bild 35 die
Verhältniswerte für Rp1 0
/Rm für den Temperaturbereich 500 - 700°,
und bezogen auf Standzeiten von 102 - 104 std, eingetragen. Auch
-~-
diese Kenngröße zeigt für den Referenzzustand I und Standzeiten
von 104
std die günstigeren Werte gegenüber den Zuständen II und
III.
Für den Nb-haltigen Stahl 1.4914 mit hohem N-Gehalt sind Toleranz
felder eingezeichnet, die sich aus den Versuchsergebnissen der
Vergütungszustände in Bild 30 ergaben. Sie zeigen klar die wesent
lich günstigeren Verhältniswerte bis 650°. Erst bei 700° ist eine
deutliche Abnahme erkennbar. Dieser Verlauf bestätigt die bessere
Anlaßbeständigkeit dieser Variante.
Neben der 1%-Zeit-Dehngrenze sind durch die kontinuierliche Deh
nungsmessung auch die Werte für 0,1% bis max 5% bestimmt worden.
In den Einzeldiagrammen 36-42 sind die Zeiten für 0,1 bis 2% Kriech
dehnung in Abhängigkeit von der Spannung dargestellt.
3.2.3.2. Kriechverhalten
Die Verwendung von induktiven Wegaufnehmern mit kontinuierlicher
Dehnungsregistrierung erlaubte die vollständige Erfassung des
Kriechverlaufes. Die ermittelten Kriechkurven entsprechen weit
gehend der "klassischen" Kriechkurve, also mit ausgeprägtem pri
märem, sekundärem und tertiärem Kriechbereich; im Gegensatz zu den
austenitischen Stählen, die überwiegend Kriechkurven ergeben mit
unterschiedlich ausgeprägtemPrimärbereich, dem dann über einen
Wendepunkt mit der minimalen Kriechgeschwindigkeit in der Regel
unmittelbar ein ausgedehnter Tertiärbereich folgt /30,31/. Soge
sehen ist der Wert für die minimale Kriechgeschwindigkeit spmin
für die untersuchte Charge 51482 gleichbedeutend mit der Kriech
geschwindigkeit für einen größeren Zeitraum (stationäres Kriechen).
Als Beispiel ist in Bild 43 für jede Prüftemperatur die Kriech
kurve eines Versuches dargestellt. Der aus der Kriechkurve er
mittelte Wert für die minimale bzw. sekundäre Kriechgeschwindig
keit ist in Bild 44 in Abhängigkeit von der jeweiligen Versuchs
spannung aufgetragen. In dieser Form der doppellogarithmischen
Auftragung spmin + cr ordnen sich die Wertepaare in erster Nä
herung auf Geraden ein, deren Neigung den Spannungsexponenten n
(nach Norton) ergibt. Nun ist die Spannungsabhängigkeit der mini-
-26-
malen Kriechgeschwindigkeit nicht über den gesamten Spannungsbe
reich gleich, wie schon an einer Vielzahl von hochwarmfesten
Stählen und Ni-Legierungen gezeigt wurde. In der Mehrzahl der
Fälle, wenn z.B. durch entsprechende mechanische und/oder ther
mische Vorbehandlung ein sog. optimaler Ausgangszustand eingestellt
wurde, kommt es mit abnehmender Versuchsspannung zu einer Ab
knickung in der Spannungsabhängigkeit zu höheren Kriechgeschwin
digkeiten hin als von der ursprünglichen Neigung im oberen Span
nungsbereich zu erwarten gewesen wäre. Daraus resultieren kleinere
Werte für den Spannungsexponenten n und nach der Norton'schen
Kriechbeziehung E = k · crn auch größere Werte für k. Die folgende
Tabelle umfaßt die aus Bild 44 ermittelten n- und k-Werte mit der
Zuordnung zu dem jeweils experimentell abgedeckten_Spannungsbe
reich für den Vergütungszustand I:
Prüftemperatur n k Spannungsbereich
500° 13,7 4 ·1o- 38 330-220 MPa
550° I 10,7 3·1o- 29 260-160
II < 160
600° I 13' 5 5·1o- 34 200-160
II 6,2 7•1o- 18 160-100
III 4,1 9·1o- 14 1 00-'40
650° I 7,1 3"1o-18 160-120
II 4,8 2"1o-13 120-40
700° I 6,0 3·10- 14 80-40
II 3., 8 1 ·1o- 10 40-20
Bei 550° Prüftemperatur deutet sich erst eine Abknickung von 8 + 0
an, während bei 500° im bisher untersuchten Spannungsbereich noch
keine Änderung in der Spannungsabhängigkeit der minimalen Kriech-
geschwindigkeit feststellbar ist. Die Vergütungszustände II und III,
mit erniedrigter bzw. erhöhter Anlaßtemperatur sind in ihrem Kriech
verhalten analog dem Festigkeitsverhalten. Wegen der geringeren
Anzahl von Versuchswerten wurde auf eine separate Bestimmung von
n- und k_.Werten verzichtet und lediglich der direkte quantitative
Vergleich in Bild 44 gemacht.
-27-
Ein Vergleich des bei 600° gemessenen Kriechverhaltens der 3
Vergütungszustände mit eigenen Kriechdaten mehrerer Vergütungszu
stände des Nb-freien 12%-Cr-Stahles 1.4923 in Bild 45 zeigt, daß
kein gravierender Unterschied besteht.
3.2.3.3. Duktilität
Bruchdehnung A und Brucheinschnürung Z werden nach dem Versuch an u u der gebrochenen Probe gemessen. Für den Referenzzustand I (gehärtet
+ 700° 2h /L) sind die Werte in Abhängigkeit von der Standzeit im
Bild 46 in zwei Teildiagrammen eingezeichnet. Es zeigt sich keine
ausgeprägte Standzeitabhängigkeit dieser Kenngrößen bis fast 104 std
Standzeit; höchstens eine schwache Tendenz einer Abnahme der Bruch
dehnung.
Auch ist der Prüftemperatureinfluß auf die Höhe der Bruchdehnungs
und -einschnürungswerte für T = 500 - 650° nicht sehr ausgeprägt.
Erst bei 700° Prüftemperatur werden deutlich höhere Werte gemessen.
Ob der bei 500° und rd. 5500 std gemessene Wert von nur 15% Dehnung
ein Hinweis auf einen stärkeren Duktilitätsverlust bei langen Stand
zeiten ist, werden noch laufende Langzeitversuche ergeben.
Der Einfluß des Vergütungszustandes auf die Duktilitätskennwerte
ist in den Bildern 47 und 48 dargestellt. Dem in Bi.ld 46 beschrie
benen Duktilitätsverlauf des Referenzzustandes sind die Einzelwerte
der bei 600° und 750° angelassenen Proben gegenübergestellt. Die
Bruchdehnungswerte der bei 750° angelassenen Proben liegen erwar
tungsgemäß höher. Die bei 600° angelassenen Proben zeigen bei 550°
und 600° Prüftemperatur praktisch gleiche Bruchdehnungswerte und
bei 650°, aufgrundder stärker wirksam werdenden Anlaßwirkung der
Prüftemperatur, höhere Werte, die im Bereich der bei 750° ange
lassenen Proben liegen. Die Brucheinschnürungswerte liegen alle im
Bereich 90-95%, sind also praktisch unabhängig vom vorbehandlungs
zustand, Prüftemperatur und Standzeit.
3.2.3.4. Bruchverhalten
Das Bruchverhalten wird, wie bei den im Zugversuch getesteten Pro
ben, anhand der metallegrafischen Untersuchungsbefunde beschrieben.
-~-
Die im Zeitstandversuch geprüften Proben zeigen lediglich in der
stark deformierten Einschnürzone einzelne Aufrisse. Als Beispiel
sind in den Bildern 49 und 50 für die Prüftemperaturen 550 - 700°
die Bruchzone der Probe mit der z.Zt. maximalen Standzeit in un
geätztem und geätztem Zustand für den Vergütungszustand gehärtet
und 700° 2 std angelassen dargestellt. Die Proben der Vergütungs
zustände mit 600° bzw. 750° Anlaßtemperatur zeigen metallegrafisch
das gleiche Bruchverhalten. In Bild 51 ist jeweils für 600° Prüf
temperatur die Probe mit der maximalen Standzeit dargestellt.
4. Diskussion der Versuchsergebnisse
~· Der Brennelementkasten umschließt als hexagonales Rohr mit~ 110 mm
Schlüsselweite und~ 4 mm Wandstärke das Brennelementbündel (166
Brennstäbe), hat eine Länge von ca. 2,7 munddient auch als Leit
blech für das Kühlmittel (Bild 52). Die bessere Wärmeleitfähigkeit
und der geringere thermische Ausdehnungskoeffizient der ferritisch/
martensitischen Stähle gegenüber den austenitischen Stählen führt
zu geringeren Wärmespannungen bei An- und Abfahrvorgängen und in
Verbindung mit einem geringeren Schwellverhalten zu einer besseren
Dimensionsstabilität. Die Dimensionsstabilität ist von entscheiden
der Bedeutung beim Brennelementwechsel und gewährleistet, daß die
stoßartigen Zugkräfte nicht unzulässig hoch sind und durch ausrei
chendes Zähigkeitsverhalten aufgefangen werden können. Hier kommt
ein weiterer Vorteil der 12% er-Stähle zum Tragen, nämlich die Re
sistenz gegen die Hochtemperaturversprödung#~Andererseits weist
dieser Stahltyp wie alle kubischraumzentrierten Legierungen in Ab
hängigkeit von der Prüftemperatur ungefähr bei RT einen Steilabfall
im Zähigkeitsverhalten auf. Dies war ein wesentlicher Ansatzpunkt
im Entwicklungsprogramm zur Eignung eines 12% Cr-Stahles als BE
Kastenwerkstoff, über legierungstechnische und metallurgische Maß
nahmen sowie Variation der Vergütungsbehandlung den Übergang von
der Hochlage in die Tieflage der Kerbschlagzähigkeit möglichst weit
von RT in den Minusgradbereich zu verschieben, um einen entsprechend
großen Sicherheitsabstand zwischen Arbeitstemperatur beim BE-Wech
sel und der Übergangstemperatur zu erreichen. Diesen Maßnahmen sind
allerdings,aufgrund der jahrzehntelangen Erfahrungen der Hersteller,
enge Grenzen gesetzt, wenn
-29-
die sonstigen günstigen Eigenschaften für den Einsatz bei höheren
Temperaturen (Festigkeitsverhalten, Korrosion) nicht gravierend
beeinträchtigt werden sollen.
Die metallurgischen Maßnahmen werden vom Stahlhersteller eingebracht
und beziehen sich auf verbesserte, mehrstufige Schmelz- bzw. Um
schmelzverfahren sowie Einhaltung enger Analysengrenzen. So ver
bessert z.B. der heute mögliche niedrige Schwffelgehalt ganz erheb
lich die Kerbschlagzähigkeit bei Querproben /5/. Gute Kerbschlag
zähigkeit basiert auch auf feinkörnigem Gefüge und o-Ferrit-Frei
heit. Der Niobanteil des ausgewählten Stahltyps 1.4914 führt u.a.
zu einem feinkörnigen Gefüge, wie es durch einen Nb-freien Stahl
nicht erreicht wird. Die o-Ferrit-Freiheit kann erreicht werden,
wie die Ergebnisse mit mehreren Vorchargen zeigten, durch Absenkung
des Stickstoffgehaltes auf Werte< 100 ppm /14/. Diese legierungs
technischen Maßnahmen greifen aber in den grundsätzlichen Gefüge
aufbau ein und beeinflussen das komplexe Ausscheidungsverhalten.
Hierzu sind in /3,6/ eine Vielzahl von Arbeiten zahlreicher Auto
ren aufgeführt. Grundsätzlich ist bei den Legierungselementen zu
unterscheiden zwischen solchen die
a. primär als Austenitbildner oder Ferritbildner angesehen
werden.
b. Ausscheidungen nach dem Härten + Anlassen (Vergüten)
bilden.
c. zur Bildung von Sekundärphasen bei langzeitiger Einwir
kung höherer Betriebstemperaturen führen.
Der erste Punkt betrifft den grundsätzlichen Gefügeaufbau und es
wird auf die Ausführungen im Anhang I hingewiesen. Bezüglich des
Ausscheidungsverhaltens ergaben eigene Untersuchungen an den Vor
chargen, die von der Spannbreite der chemischen Zusammensetzung her
die Großcharge 51482 abdecken, daß nur M23c6 und MC-Phasen auf
treten /33/. Die chemische Analyse der Metallanteile M über das
energiedispersive Verfahren ergab, daß der größte Anteil aus Chrom
besteht. Die Phasen enthalten zusätzlich Eisen und seltener Molyb
dän und Vanadin. Der Niobgehalt bildet NbC in der Größenordnung
-30-
von 5-10% der Gesamtmenge an Ausscheidungen, wobei allerdings die
gröberen Partikel schon als Primärkarbide vorhanden sind und nur
~ 10% der NbC als feine Sekundärausscheidungen vorliegen. Vanadin,
Aluminium und Silizium wurden nur in wenigen chromreichen Phasen
gefunden. Molybdän fand sich in ~ 50% der untersuchten M23c6-Aus
scheidungen.
Zum Punkt c) ist von Interesse, wie die sich bildenden Sekundär
phasen das Vergütungsgefüge bzw. die Vergütungseigenschaften sta
bilisieren. Dabei spielen insbesondere die Elemente Kohlenstoff
Stickstoff-Niob eine Rolle, die z.B. die Anlaßbeständigkeit er
höhen; ein wesentliches Kriterium und besonderes Merkmal des niob
haltigen Stahles 1.4914. Dies wird durch Bild 53 veranschaulicht,
in dem für die Stähle 1.4914 (+Nb) und 1.4923 (ohne Nb) neben der
schon zuvor angesprochenen unterschiedlichen Korngröße auch die
Härtewerte nach dem Härten und unterschiedlichem Anlassen angege
ben sind. Bedingt durch das höhere Kohlenstoffangebot beim Stahl
1.4923 ergibt sich auch eine wesentlich höhere Härte nach dem Ab
schrecken, allerdings zeigt die tabellarische Auflistung, daß nach
Anlaßtemperaturen > 675° dieN-reichen Chargen von 1.4914 noch eine
höhere Härte aufweisen als die 1.4923-Chargen. Auch die Charge
51482 zeigt einen relativ schwächeren Härteabfall als die 1.4923
Chargen. Das höhere C-Angebot bei 1.4923 ist nicht nur durch den
Unterschied in der Richtanalyse gegeben (0,23% gegen 0,17%}, son
dern auch dadurch, daß beim 1.4914 ein Teil des C-Gehaltes durch
die Bildung von NbC abgebunden ist und somit bei der Martensitum
wandlung nicht mehr zur Verfügung steht.
Wie aus der Beschreibung der experimentellen Ergebnisse zum Kerb
schlagzähigkeitsverhalten im Kapitel 3.2.1. klar hervorgeht, wur
de das angestrebte Ziel einer guten Kerbschlagzähigkeit mit tiefer
Ubergangstemperatur für die Charge 51482 als Kastenwerkstoff voll
erreicht. Daß in bezug auf das Festigkeitsverhalten Abstriche vom
ursprünglich hohen Niveau gemacht werden müssen, war erwartet wor
den. Unproblematisch ist das Zugfestigkeitsverhalten, weil durch
die Wahl der Anlaßtemperatur alle Forderungen an die Kurzzeit
festigkeit erfüllt werden können. Anders ist die Situation bei der
-31-
Zeitstandfestigkeit.Gutes Langzeitverhalten der 12% Cr-Stähle
wird erreicht auf der Basis eines martensitischen Gefüges mit
feindispers ausgeschiedenen Cr-Mo-Karbiden beim niobfreien Stahl
1.4923 /5/ und im Falle des niobhaltigen Stahles 1.4914 liefern
die Elemente Cr-Mo-V-Nb-N den wesentlichen Beitrag. Insbesondere
die Verbindungen NbC und NbC(N) verbessern das Langzeitverhalten,
wohingegen ein W-Zusatz keinen verbessernden Einfluß hat /22/.
Für erforderlich wird eine Austenitisierungstemperatur (= Lösungs
glühtemperatur) von> 1020° gehalten /34/.
Die Absenkung des N-Gehaltes auf < 100 ppm bei der Charge 51482
im Hinblick auf verbessertes Kerbschlagzähigkeitsverhalten ver
mindert allerdings auch das Ausscheidungspotential, jedoch ist
eine Zeitstandfestigkeit von 75 MPa für 10 4 std bei 600° für die
Anforderungen, die an einen BE-Hüllkasten gestellt werden, aus
reichend. Gleichzeitig ist das Zeitstandfestigkeitspotential auf
gezeigt, das eine 1.4914 Variante mit hohem N-Gehalt hat im Hin
blick auf eine Anwendung als hochwarmfester martensitischer Stahl.
Außer der ~eitstandfestigkeit wird durch die Absenkung des N-Ge
haltes auch das Kriechverhalten beeinflußt. Die an der Charge
51482 ermittelten Werte bei 600° sind in Bild 45 eigenen Ergeb
nissen des niobfreien Stahles 1.4923 in verschiedenen Vergütungs
zuständen gegenübergestellt und man erkennt, daß kein signifikan
ter Unterschied besteht.
Die sich ändernde Spannungsabhängigkeit der minimalen Kriechge
schwindigkeit bei T ~ 550° (Bild 44) beruht in erster Linie auf
der Anlaßwirkung der Prüftemperatur. Aus dem Verlauf der Anlaß
hauptkurve in Bild 8 kann man entnehmen, daß vergütete Proben bei
500° bis 2·10 4 std und/bzw. 550° 10 000 std keine gravierende Ab
nahme der Vergütungshärte zeigen (~ 20 - 30 HV) . Erst höhere Tem
peraturen und/bzw. längere Zeiten führen zu einem deutlichen Här
teabfall. Dies erklärt auch, daß in Bild 44 in der Darstellung
Ep . + 0 noch keine Abknickung bei 500° Prüftemperatur zu beo-mln bachten ist. Die Versuche der Spannungsbereiche, in denen bei
T ~ 550° eine Abknickung auftritt, lassen sich mit ihrem zeitli
chen Anteil bis zum sekundären Kriechbereich in erster Näherung
-32-
gut mit den Glühzeiten, bei denen in der Anlaßhauptkurve eine
deutlichere Härteabnahme erkennbar ist, vergleichen.
Für die Erstellung der chemischen Analyse sei an dieser Stelle
Frau Dr.Braun und für die Durchführung der metallegrafischen
Arbeiten den Herren Graf und Zimmermann gedankt. Den Herren
Meinzer und Schweiger oblag die sachgerechte Durchführung der Ver
gütungsbehandlungen, Härtemessungen und Zugversuche. Den Herren
Seith, Falkenstein und Weis danke ich für die Hilfe bei der Aus
wertung und Betreuung der Zeitstandversuche.
Herrn Dr.Finkler, Versuchsanstalt Saarstahl (ARBED) danke ich
für die auftragsgemäße Erstellung des ZTU-Schaubildes, Durch
führung der Kerbschlagversuche und anregende Diskussionen.
-33-
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Pers. Mitteilung
H.Fabritius, H.Weber
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VGB-Konferenz, Düsseldorf, Dez. 1976, s. 180-218
1. 4914
A) SNR Spezifikation
B) Chg. 51482 a)x) b)
C) VDEH-Spezifik. (Richtanalyse 1.4914)
D) Chg. 11368 a )"") b)
E) Chg. 10123 a)
F) Chg. 10045 b)
1.4923
G) VDEH-Spezifik. (Richtanalyse 1.4923)
H) Bez. D8518 a)
I) " Vacc. a) 5-34-S
1 • 4914
K) Chg. B 612 a)
L) Chg. B 613 a)
x) a) IMF-Analyse
b) Hersteller
e 0,16 0,18
0117 0,17
01 11 0119
0' 11 0117
0,16
0,17
0,20 0,26
0,21
0,21
0,18
0,18
~
Chemische Zusammensetzung X18CrMoVNb121 (1 .4914)
X22CrMoV 121 (1.4923)
Si Mn p s Cr Ni Mo V Nb
0,25 0,60 max max 10,2 0,75 0, 45 0,20 0,10 0,35 0,80 0,008 0,008 10,7 0,95 0,65 0,30 0,25
0,34 0,54 - - 10,6 0,82 0, 49 0124 0, 19 0, 31 0,64 0,005 0,005 10 ,4c 0,87 0,56 0,25 0,20
0,15 0,20 max max 10 0,50 0,40 0,10 0,10 0,65 1,25 0,030 0,025 12 1, 20 1,0 0,70 0,60
0,45 0,35 0,017 0,004 11,3 0,70 0,50 0,30 0,25 0,44 0,43 0,014 0,010 11 1 3 0,68 0,60 0,30 0,26
0,37 0,49 0,020 0,004 12,05 0, 71 0,56 0,27 0,22
0,45 0,39 0,014 0,006 11, 3 0,70 0,73 0,28 0,27
0,10 0,30 max max 11 ,0 0,30 0,8 0,25 0,50 0,80 0,035 0,035 12,5 0,80 1 12 0,35
0,37 0,50 0,02 0,015 11 12 0,42 0,83 0,21 <0105
0,28 0,54 0,01 0,025 11 , 7 0,61 0,94 0,29 <0,05
0,46 0,36 0,004 0,0045 11 , 4 0,78 0,67 0,35 0,21
0,42 0,36 0,0045 0,0045 11 '2 0,75 0,65 0,29 0,23
Kontrollanalysen:o,14-o,14-o,15%
Al B
0,03 max 0110 0,0015
0,05 0,0024 0,046 0,0020
0,005 0,007 0,01( 0,005
0,01 0,0055
0,010 0,0070
<0,05 <0,0001
<0,05 <0,0001
0,06 0,0073
0,05 0,0089
N
max 0,010
0,003 0,003
0,03 0,09
0,029 0,027
0,024
0,020
0,0115
0,014
0,020
0,040
Tabelle I
Co Cu
max max 0102 0,01
0,015 -0,018 0,010
0,023 0,048
0;027 0110
0,027 0112
0,014 0,088
0,012 0,03
w ())
I
(_) 0
'--
~ 0 '--~ 0.. E <lJ
1-
400
-39-
RNOD (1.4914)
Chg, 10045
Austenitisierung: 1080°C- 20 min Abschreckkorngröße: 6-7
sec
-----;-Ac1e (0,4°C/ min.)
Intensität der ·--'r-"'>- -T--T---'t- ~~~~~::-:--:=====t:~ Kar bidau ssch e i du ng
""'Ac1b (0,4°C/ min.)
8 15 30 60 min I 4 8 16 24
Zeit---- std I 2 3 4 567 10 Tage
Chg, 51482
•);\=800 -500°C (sec) 100
Austenit isier ung: 1075 °C- 20 min AbschreckkorngröOe: 9-<10, verein-zelt 7 + 8
1100 ~----=--~:::::----~:::--~~""""":::::--~
400
300
200
100
~~--------~--~----~~+-~~
540
sec 2 4 8 15 JO 6Cl min 1 2 4 8 16 24
Abkühlung von l'l10 mm
in Wasser X=0,01
Öl 0,06
Luft
..-Härte HV
106
1.0
std I 2 3 4 567 10 Tage
Zeit ---•
A+K= Bereich des Austenits u. Karbids KgM = Korngrenzenmartensit
F+ K= der Ferrit- u, Karbidbildung M =Bereich der Martensitbildung p der Perlitbildung
HOO= Gefügeanteile in %
0,03-7,6 =Abkühlungsparameter X -- -
Bild 1 Kontinuierliche ZTU- Schaubilder
0 M
>
500+--
I400 (J) -+--
......... L... :o I
300-1---
-40-
Chg.: 51482
a)
• Probe 15 x 8 x 6 m m
2 00 I mehrere Probenserien ~~~====~====~==~~==~====~
~ 11
~ 10+---(J) 9+--
c::: :e s+--~ 7+--L...
~ 6-t--
b) I
800 850 900 950 1000 1050 1100 1150 30min. Vakuum I Vak.
Härtetemperatur [°C]
~m
12.5
15,6
20,4
27,8
40
==B=il=d=:=2===H=ä=rt=e=-=D=i=a=g=ra=m==m===========~~~~
51893
-41-
RNO-D (1.'+914) Chg.51482
x5oo
Bild 3
975° 3omin/Luft
1o75° 3omin/Luft
1125° 3omin/Luft
500--~------~--~----~----~--~----~--~~------~
0 ('I')
450
1075° 30'V/V
!/
1112 5 ° 3 0 I V I V
~ 975 ° 30'V /V
400-1--
> 350-1--I
Q)
-:::: 300-1-:a I
250'-+-1-
0
RNO-D ( 1.4914) Chg.: 51482 Proben: 15x8x6 mm
200 I I ~ I I I I I I I I
geh. 200 300 400 500 600 700 800° [2 h I Luftl
Anlaßtemperatur
Bild :4 Vergütungs- Diagramm
I """ 1\J
I
500+975° 30' /1075° 30'
X 18CrMoVNb 121 (1.4914)
Chg. 51482
450
400 0 M
> I350 (])
......... ~
:0
I 300
250
/
·t L -!--.- ._...,..,---
1125° 30'
2001 I /~~--~--~----~--~--~~~--~--------~ gehärtet 200 300 400 500 600 700 900° [2 std I Luft]
Antentemperatur [°C J Bild : 5 Vergütungs- Diagramm rv;ffivz ~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~n~~~
I .,.. w
I
-44-
Bild 6
RNO-D ( 1, '+914)
Chg.51482
52ooo
51992
--"-- + 75o 0 2std/L
52oo8 x5oo
0 (Y)
> I
500
-45-
107 5° c 30' + 500° c T ______ o
l t::,.
1 5 so·c
offene Symbole: gehärtet h geschlossene" : gehärtet +7oo·c 2
X18 Cr Mo V Nb 121 (1.4914)
Chg.51482
0
nehärtet 10
1 10
2 10
3 nA,..., 4
-~~~~~~~~~~~~~~~~~==~~~~10~~ A n la n z e i t i r. [ h ]
Bild 7 · Einfluß der Anlaßzeit auf die Härte
0 M
> ::r:
QJ
L
'0 ::r:
500
400
300
200
100
gehärtet 1075°C 30'
~ r I ~
! f-oto\ i l
•
RNO-D (1.491.4) Chg. 51482
1075°C-30' V/V+ 500°C (2-104
h)
+550°C
+600°C
+650°C 0
+700 c +750°C
.. 0
A
0
....
•
1075°C-30' + 2h angel. ( t.00-750°GJ I 1075°C-30'+700°C-2h (+T=500-700°C) X
vergütet ""-t . 700'c~2h;L ·~ • • 1075'C 30•
0~
U-~ I "-- x--~x--x 'I<>< ":--...._ ------------- ~6 so'c "<.-/! .. '•""~
500 700 c ", o,
'"" 0 -.., ' )t' ........ JC
450°(": 500°C 550°C 600°C 650°C 700°C 109<' z 2
750°C / 7 :;; ::>z :::>z 7z ;;=z 7<1o4h
~-L~--~~-L~--~~~~~~~4----a--~~~~--~~~~--~~------------------4
12 14 16 18 20 22 24
-3 L---------------------P= T 0 K(18+ log tl 10 ....::....------------------------..J
Bild 8: Anlaß- Hauptkurve
~ Ol
160_
140L
3 120l
> <'(
..... (I)
..0 L..
0 Ol 0 .c (.) IJ)
..0 L.. (I) ~
:X. u (I)
80
20
80
u.. 60 '-Q) c = 40 0 -IJ)
~ 20
Längsproben / ISO-V
I •
t -~ Querproben I SO-V
/~ ..,..,-.,, .. 10'0.1
0/ ~i <;·
f S2
<so,2•
I ISO-Spitz kerbprobe (ISO- V-Probe)
i X18 CrMoNb 121 ! 1. 4914) • /. e0Chg.: 51482 N=0,003%
1075 ° 30'/Luft+700° 2 h I L I
• ISO-V-quer: -17 oc I Chg.:
-- _,._ -längs: _ 39 oc 51482
0~~~~~~~~---4---4--~~~~-+---+---+---+--------~~ 60 80 100 150
================================================================$ ~~~,: 1183
Bild: 9 Kerbschlagzähigkeits -Diagramm
-1>--.J
160
140
,......, 2.J 120
"(jj ..0 80 L.
c Ol c ..c u (/)
..0 L. 40 Q)
~
a)
• /
I • I
l •I /.
%•
X 18Cr Mo V Nb 121 (1.4914) Chg.: 51482
a) 1075° 30'/Luft+700° 2h/L-_"_/Ö! + _"_ <:7
0 ,.,100~~~~~ ~
1.....-J
.::t:. u Q)
20 _"-/Wasser+-"- o
b) 1075° 30'/Luft+600°2~/L • c) - " - + 750° 2 /L A
ISO-V- Querproben
~ \ u::
L. Q) c
c ...... (/)
L. ~
~
\ "\ ·\
a)-17°C FATT b)+11 °C
cJ- 30°C
0~--~-~-~--~--r-~--~~~~~~~--~--~--------~~ -120 -100 -80 -60 -40 -20 ±0 20 40 60 80 100 150
Prüftemperatur [° C]
=============================================================~==IM=FI=I====== Bild 10 Kerbschlag zähigkeits -Diagramm
.,._ CD
-, ~
> <1:
..... Q)
.0 '--0 0)
0 ..c u ({)
.0 '--Q)
::s::: 40
20
100
80
~ 0
~ u Q)
ü: '-Q) 40 c:
-0 ..... ({)
'--::s:::
0
-49-
ISO- V- Proben (längs)
Einfluß des N- Gehaltes und Vergleich 1.4914-1.4923
8 Chg. 514 82
1.1.914 I N-'=30 ppm
0
0
0
1.4914 Chg. 10123
0 Bez. 08518
C1)
0 '1.4 914 N.=: 30ppm FATT -39•c
• 1.4914 N=230 .. +5o·c
/::" 1.4923 N;=115 .. +32·c
N=140 .. -11. c
Prüftemperatur r·c] n,fl_,,..,
Kbrngröfle 15-20 ".um
15-30
50-100
30-50
========================~~~~~~
Bild 11 : Kerbschlagzähigkeits- Diagramm
140 r---1 -,
L.....J 120 >
<(
.... (])
..0 '-d 0)
0 .c:. u (f)
..0 '-Q) ~
'(]) c
0 .... (f)
'-~
60
-50-
RN 0-D ( 1.4914) Chg.: 51482
1075 ° 30' + 700° 2 ht L
ISO-V
quer
Vergleich
• I SO-V- Proben ( 1(6~n89~~ 1 rx 150-V-KLST-Pr. (3x3mml
(Wassilew-14)
10tO,I
~~~--~& ~i
____ FATT
ISO-V-quer -17_°C
ISO-V- längs -39°C
KLST -quer
0~--~--r--+--~~+-~--~~~~--~--~--~~--~--~ -120 -100-80 -60 -40 -20 ±0 20 40 60 80 100 120 140 160
Prüftemperatur [ ° C J
=======================================================~ ~:~i:a 1/83
Bild 12: Kerbschlagzähigkeits- Diagramm
-,
> <(
..... 100 (])
.0 '-0 01 0
..c 80 l) Ul .0 '-(]) 60 ~
40
20
120
20
X22CrMoV 121 (1.4923)
08518 o1050.C-1h/ÖI+600·c-2h/L
111
11!1 --"~~~--11!1
+75o·c - .. -
+750. c -"-
0 . ...,..._.. Ii! 111111- 111" _",_-
+
ISO -V- Längsproben
08518 >< 1050·C-1h/ÖI+750·c-2h/L
5-34-S ED 1075·C-30'/L + _"_
I SO- V- Längs proben·
-51-
80 100
/ 111 /
DVM-Probe (längs) / c"
/. 111111
ISO-V-Probe - "- // /
~ "' /:"
~/ 0 / -----8
30-50
FATT = n.b.
_"_ =-20"C
/:"
0
DVM·I'robe
b)
y ·---
_,__ Ii) --
c)
Prüftemperatur r·c)
Bild 13: Kerbschlagzähigkeits- Diagramm
-52- Bild 14
a)
Zugversuchsprobe ~3x39mm
b)
Zug-und Zeitstandprobe ~5x25mm
-~12
"------~-94
Zeitstandprobe ~8x5omm
-53-
RNO -0 ( 1.4914) Chg. 51482
gehärtet: 1075" 30'/Luft Probe: ~3\039 mm (d.,l(lv}
l Zugfestigkeit Rm •
0,2-Grenze
b. Brucheinschnürung Z ! o Bruchdehnung A x Gleichmaßdehnung Ag
~--~--~T-~~~~~~~~~~~~~so
[MPa] 70
1800 ~--A-------1~__......~~
1700
1600
1500
1400 t-""""------1300
1200
1100
1000 ~--
900
800
700
600
500
400
300
200
100
60
50
40
30
16
14
12
10
8
6
4 2
0 ~~~--~~~~~~~--~~~~~~~ 800 t I L geh. 200 300 400 500 600 700
ANLASSTEMPERATUR ["C]
Bild: 15 Einfluß der Anlasstemperatur auf die
Zugfestigkeitseigenschaften
-54-
RNO- D (1.4914) Chg. 51482
gehärtet: 975° 30'/ Luft Probe ~3>'39rnrr; {dl> v ty)
l Zugfestigkeit Rm •
0,2- Grenze Rp o 0,2
& Brucheinschnürung Z l m Bruchdehnung A x Gleichmaßdehnung A9
[MPa]
1800 1700
1600 1500
~~~~--~~~~~~~~~~~~~ 80
1400 ~-----_" 1300 1200
1100
1000 900
800 700
600
500
400
300
200
100
A .fi"'~ ~~ _9.- '-/
(!]_ -- ----. --- G ffi m x
70 60 50 40
0/o
16 14 12 10
8 6 4 2
0 ~~~~--~~~~~~~~~L_~~~ 2h/L 700 geh. 200 300 400 500 600
ANLASSTEMPERATUR [oC]
800
Bild: 16 Einfluß der Anlasstemperatur auf die
Zugfestigkeitseigenschaften
-55-
RNO -0 (1.4914) Chg. 51482
l Zugfestigkeit Rm• . 11> Brucheinschnürung r::J Bruchdehnung
x Gleichmaßdehnung 0,2 -Grenze RP0.2 ° [ MPa]
1800 1700 1600
1500 1400
1300 1200
1100 1000
900 800
700 . .Jl, 600
~ .. ~ 500 ~ r;:v
ffi"" t- "'f:j
400 . / \ /'
-~ '~ 300 200 100
400
ANLASSTEMPERATUR r .. c 1
Bild: 17 Einfluß der Anlasstemperatur auf die
Zugfestigkeitseigenschaften
z
! A Ag
80 70 60
0/o
16
14 12
10
8 6 4 2
2h I L
~
RNO -0 ( 1.4914) Chg. 51482
1600 1600 1500 1500 1400 1400 1300 -;; 1300 '1200 ~ 1200
~
1100 1100 N
1000 (? ~JOOO E 0:: 0.
0:: 900 <V 0:: 900 N <V - 800 a3 ~ 800 ·a; -.::t: 0 700 ~~ 700~ •1075" 30' I Luft g 0...
111 ::::E 600 ~ ~ 600 "' 975" 30'/ Luft ~ ~
O'l Probe: Cl> 3x39 mm (daxl0 l N~
::J 500 a· ~ 500 N
0 1125• 30' I Luft 400 400
<{ 16
90 O'l 14 c: I I ::J 12 c:
80 .c <V - 10 -"0
~ ~ .c 0 u 0 8 -::J ~
70 ... N lll 6 O'l I Ii 1!1-- ••• - • c .. .. m 12 ::J 60 <( ::J
10 c I E!'l 0 O'l .c c: u ::J 8 • 111 50 c: c .c <V 6 "ä)
"0 .c ~ - u c ~ 4 ::J 40 E 0 • cO .c ~ 2 u
"ä) ~I I I I I I I I I I I I I I I -,I I 30 5 --1.. '")f"lf"l ':lnn '"" ~"" cnn '"'"" onn "'h' 1 geh: 200 300 400 500 600 700 800 2h/L
ANLASSTEMPERATUR[~]
~~~~~~~~~~~~~~~~~~~
Bild 18: Einfluß der Härte-und Anlaßtemperatur auf die Zugfestigkeitseigenschaften
01 (J)
-57-
RNO- D (1.4914) Chg. 51482
Bruchdehnung
Gleichmaßdehnung
Brucheinschnürung
~ Zugfestigkeit Rm
0,2-Grenze RP0.2
[MPa]
900
800
700
600
500
400
300
200
100
0
Probe:<!> 3 x 39 mm ( c:bx lv) RT
<!>5x25mm (doxlvl
Rm
Ag /
' ...... Ii '.)( "".,. ......
A -- - " r.r.J-EEJ )( -x-- ~
- -ffi- -- Em--= :J.<~ ~ .... ';E __
--RT 200 300 400 500 600 700 800
PRÜFTEMPERATUR [ oc]
Bild 19 Einfluß der Prüftemperatur auf die Zugfestigkeitseigenschaften-Zust~nd I
A
Ag
i z
~
100
90
80
70
60
10 50
8 40
6 30
4 20
2 10
0
-58-
RNO- D ( 1.4914) Chg. 51482
1075° 30'/ L + 600° 2h I L
j Zugfestigkeit Rm
~ 0,2 -Grenze Rp0.2
[ MPa]
900
800
700
600
500
400 -300
200
100
0 RT 200
Brucheinschnürung
Bruchdehnung
Gleichmaßdehnung
PROBE: cD3x 39mm (d0 x lvl RT cD 5x 25mm (d0 x ly) 400- 800°
~..,.......
~/ 4
(!) ........... -/ ~
Ii/ ...... I!EI-
---=--~ - ..... )0(..._
300 400 500 600 700 800
PRÜFTEMPERATUR [ oc]
12 10 8 6 4 2 0
Bild: 20 Einfluß der Prüftemperatur auf die Zugfestigkeitseigenscharten-Zustand II
100 90 80 70 60 so 40 30 20 10
1
-59-
RN0-0 (1. 4914) Chg. 51482
Zugfestigkeit Rm Brucheinschnürung Bruchdehnung
0,2-Grenze RP0,2 Gleichmaßdehnung Ag
[ MPa] ~ 900 Probe: <P 3 x 39 mm (d0 >< lvl RT
<P 5 x 25mm (d0 xlvl L.OO- 650°
800
700
600
500
400 z
300 12
Ag 10
200 ,.......1!1 8 --- .. 1!1 ---- / 6 --- ..
100 A ~~
4 -[ill] ' )f, 2 ....
0 0 RT 200 300 400 500 600 700 800
PRUFTEMPERATUR [ oc]
Bild: 21 Einfluß der Prüftemperatur auf die Zugfestigkeitseigenscharten-Zustand III
z A
l
100 90 80 70 60 50 40 30 20 10
RN0-0 ( 1.4914) Chg. 51482
1000~--~--~--~~-,-r~~-r-r-.~--~--r---11~~~~-rll-r~
900
800
700
600
500
~ 400 2
300
200
100
Zugfestigkeit Rm
1075° 30/ L + 600° 2h/ L /;,.
1075° 30'/L+ 7000 2h/ L e
1075° 30/ L + 75002h/ L e
Probe:
0,2-Grenze Rpo.2
1% Grenze RP1,0 x
RT:4>3x39mm (d0 xlvl
200-800°:4> 5x25mm (d0xlvl
o~~~--~--~~~~~~~~--~~~--~--~~~~~~~~~~
. RT 200 300 400 500 600 700 800 RT 200 300 400 500 600 700 800
PRUFTEMPERATUR [°C]
Bild 22: Einfluß der Vergütungsbehandlung und Prüftemperatur ~=====
auf die Zugfestigkeit und 0,2°/o u. 1°/~-Dehngrenze U'Uljlhl
(J) 0
I
-61-
RN0-0 ( 1.4914)
Chg. S1482 [ o/o]
100 90 1075° 30'/L + 600° 2h/L &
1075°30/L + 700° 2h/L o 80
1075°30'/L +750°2h/L 0
70 <{ 60 Probe: RT:<t>3x 39mm (d0 xlvl
so 200- 80QO:q, 5x 25 mm (d 0 xlvl
Cl • c 40 ::J LA c LA ...c 30 Cl)
"'0 C( 1) ...c 20 u ::J ._ 10 00 a)
0 Cl c 10 ::J c
..c. 8 Cl)
"'0 (J)
6 c::!<{ ~ d Ex;>
E 4 ...c u
2 Cl)
(5 0 100
Cl 90 c ::J '- 80 :::J c
-f3 N 70 tll .~ 60 Cl)
...c so u ::J '- 40 00
RT 200 300 400 soo 600 700 800
PRUFT EMPERATUR [ oc]
Bild 23: Einfluß der Vergütungsbehandlung und Prüf
temperatur auf die Duktilitätskennwerte
400
RNO -0 (1.4914)
Chg. 51482
gehärtet: 1075° 30' I Luft
Zugfestigkeit Rm in
Abhängigkeit von der
Anlaß- und Prüftemperatur
ANLASSTEMPERATUR [•c]
-62-
400
Rm [MPa]
t 1600
1500
1400
1300
1200
1100
1000
900
800
700
600
500
400
300
200
100
0
. PRÜFTEMPERATUR [•c]
============~~~~~~~~IMF=n==~ ~ l.hl Schirre
Bild 24:
-63-
400
RNO-D (1.4914)
Chg. 51482 RPo,2
gehärtet: 1075° 30'/ Luft [MPa]
1200 ~ Streckgrenze Rp02 in
I
1100
Abhängigkeit von der 1000
Anlaß- und Prüftemperatur 900
800
700
600
500
400
400 300
200
100
ANLASSTEMPERATUR [•c] 0
PRÜFTEMPERATUR [ "C]
========~~~~~~~~~~=IM=Fll~~= U~~ Schirra
Bild 25:
-64-
Bild 26
RNO-D ( 1. 4914) Chg.51482
51851
51859
51863 x15
-65-
5'1852
5186o
51864 x1oo
Bild 27
RNO-D (1.4914)
Chg.51482
-66-
H ......... rQ -P (/)
(\] 0
0 0
['...
+ H
~ ·.-I s 0
1'(\
0 lf\ ['... 0
'
H
~ -1-' (/) (\]
0 0 0
1..0 + H
~ ·.-I s 0
1'(\
0 lf\ ['... 0
'
H
~ -1-' (/)
(\] 0
0 lf\ ['... + H
~ ·.-I s 0
1'(\
0 lf\ ['... 0
'
RNO-D (1.4914) Bruchzone ungeätzt
Zugversuch T=2oo 0
51993 T=4oo 0
51998
52oo6
Chg.51482 T=8oo 0
51994 T=8oo 0
T=65o 0
52o1o
Bild 28
x15
-67-
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52oo7
RNO-D (1.4914) Chg.51482 Bild 29
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T=4oo 0
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Bild 30: leitstandfestigkeitskurven
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26 28 3()
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Bild 31 · Zeitstand - Hauptkurven (La rson- M illei- Paramet er)
2
-70-
RNO-D (1.4914)
-... -- ...
3 10
Röchling Katalog /23/ 1100-1200 N/mm2 ~ Chg. 11368 (N= )Ant.=850- 900 N/mm2 o- ... __ ... _
_ "_ 0,029 1075°C-1h/L+700°C-2h/L • 1060°C-30'/ÖI•600°C-2h/L (Moi1A1) 7
• 7so•c-2h/L - .. - " • 6oo•C-2h/L(Mot 3861 v 1 •VG •7so•c-2htL - .. - o I sgo•c-soB4 h
-·---- .. __ T=sso•c
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51482 (N=0.003) 1075°C-30'/L+700°C-2h/L .;. • -----;---._... .
• 6oo•c-2 h/L ". ---....: ..:=::::::::::: ... _ •7so•c-2h/L ,. ~~~~-
rw•7oo•c-2htL "'
B612 (N=0.021 1075°C-30'töt • 675°C- 2htL c. 8613(N=0,04)
10
Bild 32: leitstandfestigkeitskurven
T=soo•c c)
10 2
-71-
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4
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2
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22
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vergütet auf Rm = 1100-1200 MPa /23/ I
24
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26 28
vergütet auf Rm<=<850-900 MPa
1?.51
30
P=ToK·(25+1og t8 ) 10- 3
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8 7 6
5
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Bild 33: Zeitstand- Hauptkurven; Vergleich 1.4914-1.4923
( Larson- M i!ler- Parameter)
3
0 2 Q_
~
c
Ol
§ 102 § 9 g_ 8
(J) 7 6
5
4
3
2
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-72-
20 22 21.
1.50 500 550 600 650
26 28 30
700
3
2
102 9 8 7 6
5
t.
3
2
----------~----~----~~----~----~----~---------10000h ----------~~----~----~----~----~~--~-------30000h ______ ___.). ___ .)..__ __ ~----l>---~--~--100000h
Bild 34 Hauptkurve für 1 °/o Zeit- Dehngrenze
( Larson- M iller- Parameter)
-73-
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103
-- - - - ·- - - - - ·- - - - - ·- - - - - ·- - - - -9
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Bild 36: Zeit- Deh_ng renzen- Kurven
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3 4 5 6789~:
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6
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3 4 5 6789102
3 4 5 6 7 8910 3 4 2 2 2 3 4 5 6789~2 z.L Zeit [h] 0,1
Bild .37: Zeit- Dehngrenzen .. Kurven
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3
Bild 38: Zeit- Dehngrenzen-Kurven
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4
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Bild 40: Zeit- Dehngrenzen-Kurven
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3
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Bild 41: Zeit- D~ehngrenzen- Kurven
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RN0-0 (1.4914)
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11111 1 OJc
\1 2,0°/o
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2 0,1
Bild 42: Zeit- Dehngrenzen-Kurven
3 4 5 6 7 8910 2
Zeit [ h-] 3 4 5 6789T:
CD 0
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RN0-0 (1.4914)
Chg. 51482
1075°C-30'/L•700°C-2h/L
• 700° c i 20 MPo ,
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Bild 43: Kriechkurven
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-5317 h I
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Bild 44: Minimale Kriechgeschwindigkeit in Abhängigkeit von der Spannung
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2 3 4 5 6 789~:
Bild 45: Kriechverhalten; Vergleich 1.4914- 1.4923
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Standzeit [ h]
Bild 46: Bruchdehnung und - einschnürung in Abhängigkeit von der
Standzeit
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10 1- 650 °C 1::. - ~~ - +750°C-2h/L I +700°C- 2h/L -- - ,. -
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10 102
103
1 o4
Bild 47: Einfluß des Vergütungszustandes auf die
Bruchdehnung
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105
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104
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RN0-0 (1.4914) Chg. 5148 2
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0 1075°C-30 /L+ 600 °C- 2 h/ L
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+750°C- 2h/L
+700°C-2 h/L
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Bild 48: Einfluß des Vergütungszustandes
Brucheinschnürung
auf die
105
0) --
--
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b) -
-
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I
I
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I
-87-
RNO-D (1.4914) Chg.51482 1o75°3omin/L+7oo0 2std/L Bild 49
Zeitstandversuche Bruchzone ungeätzt
8oMPa 7o25std
52166 52872
4ol'1Pa 4951std
52924 x15
-88-RNO-D ( '1. 49'14) Chg.5'1482 Bild 5o
Zeitstandversuche Bruchzone geätzt
'16ol'1Pa 48oostd 8ol'1Pa 7o25std
52873
4ol'1Pa 495'1std
52925 x1oo
-89-
5383o
53847
RNO-D ( '1. 49'1'+)
0 6oo
Chg. 5'1'~-82
8oMPa 7'133std
5.583'1
'1o75°3omin/L+75o 0 2std/L 6oo 0 8oMPa 5o'18std
x'15 5381+8
Bild 5'1
x"loo
Hüllkasten
f'flosJer
No-Austritt
al "' M
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~~ -,J I I i, ~w m ~~ ~~ ~ ~ 8!~ g:jl ~~
Brennelement Mk Ia
Bild 52: SB-Elemente /32/ --~--------------------
Hüllkasten
No-Austritt
Rrum für
No -Eint ritt
Brutelement
~gröner gezeichnet
~
No- Austritt
Regel-Trimm-Element
CO 0
-91-
Stahl 1. 4914
1.4923
X 18 CrMoVNb 121 (1.4914)
Chg.1o123 N=23oppm
52o14 HV=429-454
X 22 CrMoV 121 ( 1. 4923) Bez.D8518 N=115ppm
52869 HV=561-564
Chg. gehärtet ~qoo02h/L 1o123 HV=429-454 -11368 496 375 51482 422-472 3o2-328
B612 - -B613 - -
D8518 561-564 37o-375 5-34S 575-59o -
Bild 53
Chg.51482 N=3oppm
Bez.Vacc.5-34S N=14oppm
52981 575-59o x5oo
+675°2h/L ft7oo 0 2h/L +75o 0 2h/L
- 3o4-312 -- 3o4-3o8 291-294 - 245-276 232-238
297 - -3o9 - -
- 275-285 272-276 - 285-287 26o-263
-92-
Anhang I
Gefügediagranun der er-Ni-Stähle
Das Gefügediagrammder er-Ni-Stähle erlaubt in gewissem Rahmen eine
Voraussage, welches Gefüge sich bildet; insbesondere was den o-Fer
ritgehalt angeht, in Abhängigkeit vom er- und Ni-Gehalt und unter
Berücksichtigung weiterer Legierungselemente. Es erscheint sinn
voll, an dieser Stelle einmal auf den historischen Ablauf einzuge
hen, der zum heutigen Stand dieses Diagrammes führte: Die erste
Darstellung erfolgte 1920 durch Strauss/Maurer im Zusammenhang mit
der Entwicklung des 18/8er-Ni-Stahles V2A durch Krupp /1/.
I ~ • 6 I ~ ff A « q ~ ~ H
Gmc-Abbild. 22: Diagramm der quaternären Chromnickelll:ahle.
Dieses, als Maurer-Diagramm bekannt gewordene Bild I zeigt, mit
I
dem er-Gehalt als Abszisse und dem Ni-Gehalt als Ordinate, vier
Gefügegruppen und bildet praktisch den linken Teil des heute be
kannten Diagramms. Bei der Aufstellung des Bildes haben die Autoren
auch metallegrafische Befunde von Guillet und Giesen /2/ berück
sichtigt. Einschränkend wird allerdings damals schon gesagt: "Die
Grenzlinien sind natürlich in Wirklichkeit in der angegebenen Schär
fe nicht vorhanden. Auch variierte der Kohlenstoffgehalt bei unse
ren Stählen von 0.1 - 0.5%."
-93-
Dieses Urdiagramm wurde von Scherer-Riedrich-Hoch 1939 durch Un
tersuchungen an 22 Versuchslegierungen zum Studium des Kornzerfalls
modifiziert /3/. Das Material der Versuchslegierungen war auf 3 mm
gewalzt und von 1050 °c an Luft abgekühlt worden. Die Ergebnisse
der Gefügeuntersuchungen erweiterten bzw. ergänzten das Maurer-Dia
gramm auf der Chromskala auf der Seite der höheren Chromgehalte.
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, 6 o w ~ ~ ~ m ~ n ~ Chromgelttl/1 if1 %
~ G<lfügeschaubild der Chrom-Nickel-Stähle. (Na.oh E. :Maurer.)
* ·>i ~ ~ !Ii
~ ~ ~
§ {/-10"/. ferl'if
a 10-i!f/% Ferrit
~ lv-SO% rerrif
,J--+--+-~J>!z<II)~--+---F"""+~CJ ~ ilöeMO%
~~1~~~~~~~3~~~-7.~~~H f~rit Chromgeltoll 1i1
~ G<Jfügezu.sammensetzung der Chrom-Nickel-Stähle innerhalb des Au.stenit-Ferrit-Gebieres,
II
Dieses, oft fälschlicherweise als Schaeffler-Diagramm bezeichnete
Bild, war der Ausgangspunkt für mehrere Arbeiten von A.L.Schaeffler.
Aufbauend auf seiner Dissertation von 1944 /4a/ veröffentlichte er
1947 eine später vielfach zitierte Arbeit /4b/ über umfangreiche Ge
fügeuntersuchungen an einer größeren Anzahl von Schweißverbindungen
(8 austenitische Elektroden mit 2 Basismaterialien). Ausgehend vom
Diagramm II (Scherer et al.), das er originalgetreu übernahm (s. III),
stellte er für die von ihm untersuchten Schweißverbindungen 11 ver
schiedene Gefügediagramme auf.
28
24
20
16 1-z w (.)
12 0:: w c..
_:, 8 w i3 z 4
STRUCTURAL DIAGRAM OF WROUGHT QUENCH • ANNEALED
CHROMIUM· NICKEL STEELS AFTER E. MAURER. REGION
FROM 17 TO 26 CHROMIUM . AND 3 TO II NICKEL
VERIFIED BY SCHERER- RIEDRICH- HOCH FOR CARBON
0.07 TO 0.13 MANGANESE 0.30 TO 0.48 AND SILICON
0. 23 TO 0.37
AUSTENITE
CHROMIUM PER CENT
FIGUR[ I
III
FERRITE
0.10%
10.20%
2U·50%
~ OVER 50%
-94-
Dabei wurden die Gefügebefunde allerdings nicht mehr nur in Ab
hängigkeit von dem jeweiligen Chrom- und Nickelgehalt aufgetragen,
sondern auch die Wirkung weiterer Legierungselemente berücksich
tigt. Die verschiedenen Legierungselemente wurden mit entsprechen
den Faktoren versehen. Unter Einbeziehung vorangegangener Arbei
ten von Newell-Fleischmann, Post-Eberly, Thielemann und Campbell
Thomas schlug Schaeffler folgende Form der Cr- und Ni-Äquivalente
vor:
er-Äquivalent= Cr + 2.5 Si+ 1.8 Mo+ 2 Nb A
Ni-Äquivalent = Ni + 0.5 Mn + 30 C
D.h., im neuen Cr-Ni-Gefügediagramm erscheint auf der Abszisse das
er-Äquivalent (Ferrit-Bildner) und auf der Ordinate das Ni-Äqui
valent (Austenit-Bildner). Dieses Diagramm stellte er in einer
1949 veröffentlichten Arbeit vor /4c/. Aufgrund zahlreicher zu
sätzlicher Untersuchungen modifizierte er in dieser Arbeit sowohl
einige Gefügemultiplikatoren als auch die Gefügebereiche gegenüber
seiner 1947 erschienenen Arbeit, sodaß nun folgendes Diagramm (IV)
und folgende Form der er-Ni-Äquivalente (B) vorlagen:
er-Äquivalent= Cr + 1.5 Si+ Mo+ 0.5 Nb
Ni-Äquivalent = Ni + 0.5 Mn + 30 C
Cousdtu.dou Dlngt•nm. fm• Stnin.less Steel \Veld lUetnl Dy Anion t. Sc~aef!ler J 0
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Metal Progrcu Da/a Shcet; November 1949; Page 680-D
B
IV
-95-
1960 erschien eine ebenfalls oft zitierte Arbeit von H.Schneider
/5/. Diese Arbeit beschreibt Untersuchungen an einem 12% er-Stahl
guß. Ohne weitere Quellenangaben wird darin das folgende Gefüge
diagramm (V) gezeigt, das gegenüber dem Diagramm IV von Schaeffler
lediglich eine leichte Verschiebung der Linie M/M+oF und A/A+oF
zeigt, die auf der Abszisse bei 10 beginnt.
.... ~ 20~~~-1--~---+--7r--~--~-~ ~ ::> 2 ..... .... ~ z • ,...
10
X•CHROMIUH EOUIVALEN T
F1o. I. Stmctural diagrams of ehramitun steel and cltromitu11 I nicke/ steel (cltromium equivalent . ." Cr + 2 Si + 1.5 Mo + 0.5 Nb, and nicke/ equi!·alcnf = Ni + Co + 0.5 Mn + JO C + 7.5 Nh.
V
Bei den Faktoren für die einzelnen Legierungselemente fällt auf,
daß Nb mit 0,5 bei Chrom und 7,5 bei Nickel steht.
Dagegen wird Schneider in der Arbeit von Briggs-Parker 1965 /6/
in bezug auf die er-Ni-Äquivalente wie folgt zitiert und ergänzt
durch weitere Elemente anderer Autoren:
Schneider andere Autoren
er.. = Cr+2Si+l. 5Mo+5V Aqu. +5.5Al+l.75Nb+l.5Ti+0.75W c
Ni.. = Ni+O. 5Mn+30C+Co Aqu. +0.3Cu+25N
H.Ornig wiederum behandelt in einer 1968 erschienenen Arbeit Auf
bau-Anwendung und Genauigkeit des Schaeffler-Diagrammes anhand
einiger Schweißverbindungen /7/. Er zitiert zwar die Arbeit /4b/,
benützt aber das Diagramm aus /4c/ mit der Darstellung und den
er-Ni-Äquivalenten nach B.
-96-
In einer Übersicht über hochwarmfeste 12%-er-Stähle /8/ zitiert
H.Wisniowski 1969 das Diagramm von H.Schneider (VI = V) die er-Ni
Äquivalente allerdings in der Vollständigkeit, wie sie von
Briggs-Parker /6/ aufgeführt wurden (Form e) .
JOr-------,-------.--------n-------.
120 :;,
·"'" "" I
]!
~7~-------r~--~~~----~~----~
Chrom -:A'quiva/ent
~ .-\bgeiintlcrtes Schaefller-Oiagramm nach H. Schneider")
VI = V
In gleicher Weise wird das Diagramm von Honeycombe /9/ in seinem
Buch 1981 dargestellt mit den er-Ni-Äquivalenten nach (e) /6/.
Diese chronologische Darstellung zeigt die rein empirische Ent
wicklung des er-Ni-Gefügediagrammes. Für die Anwendung und Genau
igkeit gilt auch weiterhin die schon von Maurer gemachte Einschrän
kung, die auch die anderen Autoren machen, daß die Grenzlinien in
dieser Schärfe absolut nicht existieren, denn es handelt sich ja
nicht um ein Gleichgewichtsdiagramm. Die hauptsächlich metalle
grafisch bestimmten Gfügezusammensetzungen werden unter bestimm
ten Bedingungen erhalten. So kann das Seigerungsverhalten der Ele
mente bei grossen Schmiedeblöcken oder Gußstücken zu Ungenauigkei
ten in der Vorausberechnung des ·o-Ferri t-Gehal tes führen. Deswei
teren steht der chemisch gebundene Anteil der verbindungsbilden
den Elemente (Karbide-Nitride) nicht mehrderÄquivalentberechnung
zur Verfügung. Auch ist letztlich die Bestimmung des o-Ferrit-Ge
haltes von der Methode abhängig (metallografisch, magnetische
Waage) .
-97-
D.h., die vorsätzliche Änderung einzelner Legierungselemente in
engen Grenzen bietet keine absolute Gewähr zur Erreichung einer
bestimmten Gefügezusammensetzung nach dem Diagramm bzw. 6-Ferrit
Freiheit; vielmehr ist in einer Reihe von Versuchslegierungen der
Trend vorgegeben. Daher scheint es auch unerhetlich, ob bei der
Berechnung der er-Ni-Äquivalente beispielsweise Si mit dem Faktor
2 oder 1,5 gehandelt wird.
Gefügediagramm der er-Ni-Stähle - Historische Übersicht
Jahr Autor Literatur Diagramm er-Ni-Äquivalent Abszisse-ordinate
192o Strauss-Maurer /1/ er-Ni I -1-
1939 Scherer-Riedrich-Hoch /31 Cr-Ni IIa+b -1-
1947 Schaeffler /4b/ Äer-~i er+2,5Si+1,8Mo+2Nb Ni+o,5Mn+3oe
1949 -"- /4c/ -"- ri: er+1,5Si+ Mo +o,5Nb Ni+o,5Mn+3oe
196o Schneider /5/ -"-
:J er+ 2Si+1,5Mo+o,5Nb Ni+o,5Mn+3oe
1965 Briggs-Parker /6/ -"- er+2Si+1,5Mo+5V+5,5Al+1,75Nb+1,5Ti+o,75W Ni+o,5Mn+3oe+eo+o,3eu+25N
1968 Ornig /7/ -"- IV er+1,5Si+Mo+o,5Nb Ni+o,5Mn+3oC
1969 Wisniowski /8/ -"- V er .••••• Ni. •..••
1981 Honeycombe /9/ -"- V er ...... Ni ......
Literatur
/1/ B.Strauss, E.Maurer
/2/
"Die hochlegierten Chromnickelstähle als nichtrostende
Stähle"
Kruppsehe Monatshefte 1. Jhrg., August 1920, S. 129-146
Guillet: Rev. Met. 1906, S. 462
Giesen: Carnegie Scholarship Memoirs, 1909, S. 15
/3/ Scherer, Riedrich, Hoch
"Einfluß eines Gehaltes an Ferrit in austenitischen er
Ni-Stählen auf den Kornzerfall"
Archiv für das Eisenhüttenwesen 13 (1939), S. 53-57
/4a/
/4b/
/4c/
/5/
-98-
A.L.Schaeffler
"The Investigation of Microstructures of Single Bead
Cr-Ni-Austenitic Weld Deposits on SAE 4340 + V-Stock"
M.S.-Thesis, Univ. of Wisconsin, June 1944
"Selection of Austenitic Electrodes for Welding Dissi
milar Metals"
Welding Research Supplement, Welding Journal 26 (1947)
S. 601s-620s
"Constitution Diagram for Stainless Steel Weld Metal 11
Metal Progress, 1949, Vol. 56, S. 680 A,B
H.Schneider
"Investment Casting of High-hot-strength 12-per-cent.
Chrome Steel"
Foundry Trade Journal, May 1960, S. 562-566
/6/ J.Z.Briggs, T.D.Parker
"The Super 12% Cr-Steels"
Climax Molybdenum Companie, 1965, S. 6/7
/7/ H.Ohrnig
"Das Schaeffler-Diagramm, Aufbau-Anwendung-Genauigkeit"
Zeitschrift für Schweißtechnik 10/1968, S. 307-317
/8/ H.Wisniowski
"Hochwarmfeste 12% er-Stähle"
DEN-Technische Berichte, 9. Band, 1969, Heft 2, S. 117-133
/9/ R.W.K.Honeycombe
"Steels-Microstructure and Properties"
Edward Arnold 1981
-99-
Anhang II
Rechnerische Bestimmung des Ms-Punktes und der Ac-Punkte
Für die Wärmebehandlung von Bau- und Werkzeugstählen ist die genaue Kenntnis der a-y-Umwandlungspunkte Ac1 und Ac3 und die Martensitbildungstemperatur Ms von ganz entscheidender Bedeutung. Die experimentelle Bestimmung erfolgt im Dilatometerversuch. Im Laufe der Zeit sind viele Ansätze gemacht worden, die Umwandlungspunkte anhand der chemischen Zusammensetzung auf rechnerischem Wege zu bestimmen. /1-12/ Bei ausreichender Genauigkeit besteht die Möglichkeit, bei Analysenschwankungen oder Legierungsmodifikationen die Änderung der Ac- und des Ms-Punktes abzuschätzen und die Bereiche für die experimentelle Bestimmung einzugrenzen. Für niedriglegierte Stähle ergibt sich eine Genauigkeit für den Ms-Punkt von + 30°C zwischen gemessenen und gerechneten Werten. Für Ac1 und Ac3 beträgt die Streuung + 15°C bzw. + 20°C.
Inwieweit die in der Literatur angegebenen Formeln für umwandlungsfähige
12 % er-Stähle anwendbar sind, wurde für die beiden 1.4914- Chargen 51482 und 10045 überprüft. Aus dem Dilatometerversuch ergab sich der Ms-Punkt zu 365°C (Chg. 51482) bzw. 295°C (Chg. 10045).Aus der Tabelle geht hervor, daß lediglich die von Brandis /1/ vorgeschlagene Formel und die von Andrews /2/ angegebene Formel (a) den Ms-Punkt für die Charge 10045 ausreichend gut abschätzen. Die entscheidende Chargenmodifikation bei 51482 kommt jedoch nicht zum Ausdruck, nämlich die Absenkung des N-Gehaltes von ~ 200 ppm auf 30 ppm, die u.a. eine starke Erhöhung des Ms-Punktes zur Folge hat. Die Formeln der übrigen Autoren /3-11/ ergeben, trotz z.T. bemerkenswertem Aufwand, bei Anwendung bei 12 %er-Stählen, indiskutable Ergebnisse. In gleicher Weise ist der Unterschied zwischen gemessenen und gerechneten Werten für den Umwandlungsbeginn Ac1b sehr groß /1,2,12/. Für die Arbeiten an den 12 %erStählen heißt das, daß die Ms-Punkte und die Ac-Punkte bei jeder neuen Charge dilatometrisch neu bestimmt werden sollten, insbesondere, wenn Unterschiede in Legierungselementen vorliegen, die durch die Formeln von Brandis /1/ und Andrews /2a/ nicht erfaßt sind.
-100-
Literatur
111 H. Brandis 11 Rechneri sehe Bestimmung der Umwandlungstemperaturen von niedriglegierten Stählen 11
TEW-Technische Berichte Band 1 - 1975 - Heft 1
121 W. Andrews 11 Empirical formulae for the calculation of some transformation temperatures 11
Journal of the Iran and Steel Institute Vol. 203 - Jan. 1965 Part 1
I 3 I K . J . I r v i n e , D . J . G ro v e , F . B . P i c k e r i n g 11 The physical metallurgy of 12 % Cr-steels 11
JISI 195 (1960) 3861405
141 W. Steven, A.G. Haynes 11 The temperature of formation of martensite and bainite in low-alloy steels 11
Journal of the Iron and Steel Institute, Vol. 183- Aug. 1956
151 Jaffe, Hallomon 11 Hardenabil ity and quench cracking 11
Trans. Amer. Inst. of Mining Met. Eng., Vol. 167 (1946) S.617-626
161 Rowland, Lyle Trans. Amer. Soc. Metals, Vol. 37 - 1946 - S. 22147
171 Grange, Stewart 11 The temperature range of martensite formation 11
Trans. Amer. Soc. Metals, Vol. 167- 1946- S. 4671490
181 A.E. Nehrenberg Trans. Amer. Inst. of Mining Met. Eng., Vol. 167 - 1946 - S.4941498
-101-
/9/ P. Payson, C.H. Savage Trans. Amer. Soc. Metals, Vol. 33- 1944- S. 261/275
/10/ L.A. Carapella Metal Progress, Vol. 46 - 1944 - S. 108
/11 I G . H . E i c h e 1 man n , F . C . H u 11 11 The effect of composition on the temperature of spontaneaus transformation of austenite to martensite in 18-8 type stainless steel" Trans. Amer. Soc. Metals, Vol. 45 - 1953- S. 77/104
/12/ R.A. Grange Metal Progress, April 1961, S. 73/75
Autor lit.
Brandis /1/
Andrews !2/
Andrews 12!
Irvine, Growe, /3/ Pickering
Steven /4/ Haynes
Jaffe /5/ Hollomon
Rowland /6/ Lyle
Grange /71
Stewart
Nehrenberg /8/
Payson /9/ Savage
Carapella /10/
Eichelmann /11/ Hull
Brandis /1/
Andrews 12!
Grange /12/
Rechnerische Bestimmung des Ms- und Acl-Punktes im Vergleich zur experimentellen Bestimmung
bei den ehg. 51482 und 10045 des Werkstoffes X18erMoVNbl21 (1.4914)
e Mn Mo er Ni ehg. 51482 Ms=365°e
oe 548 -440x -26x -9x -llx -14x -14Si +2V 322°e oe 539 -423 -30.4 -7.5 -12.1 -17.7 a) 1 inear fonnula 304°C oe 512 -453 -9.5 +15 -16.9}
+217(e)2 · -71.5("C)(Mn)-67 ,6(e)(er) b} product fonnula 454°e
oe 561 -474 -33 -21 -17 -17 -llSi -11\ol 255°e
oe 561 -474 -33 -21 -17 -17 258°e oF 1042 -853 -60 -38 -30 -30 262°e
oc 550 -350 -40 -10 -20 -17 -30Al -SW -15Co -35V -10eu 227°e
OF 930 -600 -60 -20 -50 -30 -20Si -20W 107°e
oF 1000 -650 -70 -50 -70 -35 13.5°e
oF 930 -540 -60 -20 -40 -30 -20Si 171°e
OF 930 -570 -60 -20 -50 -30 -20Si -20\ol ll0°e
OF 925x f(l-0.620e)(l-0.092Mn)(l-0.029Mo)(l-0.070er)(1-0.045Ni) 88°e (1-0.033Si)(1-0.018W)(l+0.120Co)
oF 75~(14.6-er)+ll0(8.9-Ni)+60(1.33-Mn)+50(0.47-Si)+3000(0.068-[e+N]) 473°e
exp. 785°e
oe Acl=739-22e-7Mn+13Mo+14er-13Ni+2Si+20V 880°C Ac3=902-255C-11Mn+l3Mo-5Cr-20Ni+l9Si+55V -
oc Ac1=723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+l6.9er+290As+6.38\ol 892°C
oc Ac1=723-13.9Mn-14.4Ni+22.2Si+23.3Cr 956°C
1oos5 295 e
317°e
301°e
457°e
243°e
248°e 251°e
220°e
91°e
-12.1°e
159°e
93°e
69°e
421°e
815°e
B97°C
-911°C
981°C
0 1\)