Diplomarbeit

5. Zusammenfassung

Ausgehend vom allgemeinen Kenntnisstand über mechano-chemo-thermisch komplex beanspruchte hochlegierte CrNi-Stähle war Ziel dieser Diplomarbeit, eine vergleichende Untersuchung der beiden Stähle W.-Nr. 1.4841 und W.-Nr. 1.4864 im Hinblick auf ihre Eignung als Ruß-Abbrenn-Filter-(RAF)-Materialien, vorzunehmen.

Sie wurden verschiedenen laborversuchsmäßigen sowie prüfstandsmäßigen (deshalb realitatsnäheren) Bedingungen ausgesetzt und ihr Verhalten anhand teilweise besonders angepaßter Auswerteverfahren ermittelt, verglichen und beurteilt.

Zunächst wurde der Versuch unternommen, die unklar definierten bzw. unklar definierbaren Beanspruchungen eines metallischen Rußabbrennfilters, wie beispielsweise stochastische mechanische und ebensolche thermische Beanspruchungen, komplexe Gaszusammensetzungen des Abgases zu ermitteln.

Es stellte sich heraus, daß manche Beanspruchungsparameter nicht oder nur schwer in der Realität auswertbar sind, was sowohl mit meßtechnischen als auch mit anwendungsorientierten Problemen zusammenhängt.

Vom Prüfstandsversuch ausgehend, der als gute Simulation für manche RAF-Einsatzbedingungen betrachtet wird, wurden verschiedene thermodynamische Daten gewonnen. Dazu gehören Temperaturen und Gaszusammensetzungen sowie deren absolute Extremwerte. Im Sinne von Grenzwertbetrachtungen wurden Hinweise zu den wesentlichen Betriebsbeanspruchungen abgeleitet, von denen eine Abdeckung der Realität der komplexen Bauteilbeanspruchung erwartet wird.

Unabhängig vom Problem der Beschreibung des Beanspruchungskollektivs stellte sich zudem relativ schnell heraus, daß im speziellen Fall des RAF’s die Ermittlung herkömmlicher Werkstoffkenngrößen nicht nur schwer bis gar nicht durchzuführen ist. Es erwies sich darüberhinaus sogar als fragwürdig, ob ein bestimmtes Prüfverfahren im speziellen Einzelfall überhaupt aussagekräftig (Kleinheit der Drähte, sehr große spezifische Oberfläche) sein kann.

Besondere Schwierigkeiten bereitete die spezielle Geometrie der Werkstoffe, die als Drähte in einer Größenordnung von etwa 1/10 mm eingesetzt werden: Nur wenige Meßverfahren lassen sich für derart kleine Proben sinnvoll anwenden. Wegen des daraus folgenden apparativen und meßtechnischen Aufwands mußte eine Beschränkung auf kleine Probenzahlen und folglich geringere statistische Absicherung erfolgen.

Trotzdem wurden durch einzelne Extremwertbetrachtungen maßgeblich wirksam werdende Einflüsse und Schadensbilder aufgezeigt und gedeutet.

Anhand des hier angeführten Schädigungsmechanismus‘ sollen die hauptsächlichen Aspekte besprochen werden.

Anfangs liegt Werkstoff vor, der durch unterschiedliche Gehalte der Hauptlegierungsbestandteile Fe, Cr, Ni und Silizium gekennzeichnet ist Durch die Sinterung wird in Oberflächenbereichen bereits teilweise eine Chromverarmung durch Abdampfung stattfinden, die ein vorgeschädigtes Bauteil liefert. Im Inneren findet eine Abnahme der Kaltverfestigung statt, die im Betrieb noch fortgesetzt wird. Unter Betriebsbedingungen wird eine stark chrom- und geringer siliziumhaltige Deckschicht gebildet. Mechanische Belastung des Bauteils sowie thermische Einflüsse (an den Drahtabschnitten) führen zu wiederholtem, Iokalen Abplatzen der Deckschicht.

Das hat zur Folge, das nun ein „anderer“ Werkstoff geringeren Chromgehalts und damit geringeren Oxidationswiderstands vorliegt. Daneben sinken die mechanischen Festigkeitswerte ab. Die etwas erhöhte Duktilitat (nachlassender Mischkristallhärtungseffekt von Chrom) dürfte aber nicht positiv zum Tragen kommen, weil nun vorwiegend entlang der Korngrenzen der Angriff der Gase der umgebenden Atmosphäre stattfindet. Es bilden sich Mischformen zwischen Oxiden, Karbiden und Nitriden, obwohl dies normalerweise an Kompaktwerkstoffen erst von mehreren hundert Stunden an aufwärts der Fall ist.

Diese Korrosionsbeschleunigung kann zumindest teilweise auf den Geometrieeffekt zurückgeführt werden. Derselbe Effekt, verbunden mit der Auswirkung der Kaltverfestigung, führt auch zur Bildung der sigma-Phase, die ziemlich sicher nachgewiesen wurde. Hierdurch erweist sich der Stahl 1.4841 bei mäßigen Temperaturen als nur beschränkt geeignet, wenn er auch sonst, d.h. bei vorwiegend oxidativer Beanspruchung, zumindest besser als der W.-Nr. 1.4864 geeignet ist.

Ursächlich für das gesamte Versagen muß bei beiden Werkstoffen die mangelnde Haftfestigkeit der Deckschicht angesehen werden. Eine temperaturkonstantere Beanspruchung des Bauteils würde zu geringer Schädigung des Werkstoffes als Folge der geringeren Deckschichtschädigung führen. Auch eine Milderung mechanischer Lastspitzen (Schwingungen, Strömungskräfte) verringerte die Schädigung der Deckschichten.

Auch wenn die hier durchgeführten Untersuchungen letztlich nur einen Teil des komplexen Betriebsumfeldes abdecken können, muß die allgemeine Gültigkeit einiger Aussagen angenommen werden. Neben werkstoffunabhängigen Einflußgrößen wie dem Geometrie- und Bauteileffekt ist aber zu sagen, daß beide Werkstoffe wegen der oben genannten Gründe kaum in der Lage sein können, in der bisherigen Form Lebensdauern in der Größenordnung eines Fahrzeuges zu erreichen. Es wird daher notwendig sein, Spitzengrößen thermischer, chemischer und mechanischer Art zu dämpfen, eine Bauteiloptimierung (Abscheidegrad ⇔ Lebensdauer des Materials) vorzunehmen. Je umfassender die Spanne der zur Abstimmung zur Verfügung stehenden Parametern ist (z.B. auch Bauteilvolumen), desto eher besteht die Aussicht, eine technisch akzeptable Lösung zu finden.
Insbesondere legierungstechnisch werden noch einige Verbesserungsmöglichkeiten gesehen.

Die ermittelten Versuchsergebnisse sind in Tab. 35 zusammengefaßt. Den in Kap. 3 besprochenen Einzelexperimenten sind in der rechten Spalte die gewonnenen Ergebnisse gegenübergestellt.

Tab. 35: Versuchsresultate

Versuchsart Ergebnisse
Thermogravimetrie
  • Nachweis des Geometrieeffekts,
Luft-Kurzzeitglühung
  • Simulation einer Sintervorschädigung,
  • Korngrenzenoxidation bei W.-Nr. 1.4864 stärker
Glühung als Parameterstudie
  • Quantifizierung von Schäden durch Luftglühung,
  • Mechanisch stärker als Aufkohlung schädigend,
  • aufgrund Fortschreiten entlang der Korngrenzen sind diese als Kerben wirksam,
  • Kornvergröberung, besonders im Randbereich.
Langzeit-Glühung
  • Grenzwertdiskussion, gebildete Phasen teilweise in MV-Proben aufzufinden: W.-Nr. 1.4841 (1.4864): 8 (3) Phasen
Aufkohlversuche
  • Auch bei Aufkohlung überlagerte Oxidation,
  • mechanisch fester (nach 24 h) als nur oxidierte Proben,
  • Bildung feiner (gröberer) Karbide bei W.-Nr. 1.4841 (1.4864).
Prüfstandsversuche
  • Drähte brechen nach langen Zeiten alle,
  • geringe chemische Veränderung der Werkstoffe,
  • Bruchauslösung durch Ferrocen,
  • Einfluß auch von Monolithzerfall,
  • Oxidation ist Hauptschadensursache (Kerbwirkung durch Korngrenzenoxidation)
Motorversuche
  • Oxidation, Aufkohlung und Aufstickung finden simultan statt,
  • gröbere Partikel entlang der Korngrenzen, feinere im Korn,
  • Feinste Ausscheidungen, auch sigma-Phase

Bei allen Behandlungen erweisen sich die Korngrenzen als bevorzugte Ansatzstellen für Ausscheidungen; lediglich feinste karbidische und die vermutliche sigma-Phase sind auch im Korninnern aufzufinden. Es findet in unterschiedlichem Maße eine Kornvergröberung statt, die jedoch wegen der Kleinheit der Drähte schwer zu klassifizieren ist.