Über ein neues Verständnis zum Härten großer Schmiedestücke
Michael Taschauer1, Gerhard Panzl1,4, Volker Wieser2, Martin Seemann3 und Bruno Buchmayr4
1Materials Center Leoben Forschung GmbH (MCL), Leoben, Österreich2Boehler Edelstahl GmbH & Co KG, Kapfenberg, Österreich3Buderus Edelstahl GmbH, Wetzlar, Deutschland4Lehrstuhl für Umformtechnik, Montanuniversität Leoben, Leoben, Österreich
Schlüsselwörter: Große Schmiedestücke, Selbstanlassen, Eigenspannungen, Kerbschlagzähigkeit im gehärteten Zu-stand
New Perspectives on Hardening of Large Forgings
Abstract: Gas turbine discs with a diameter of up to 2000 mm and a thickness of about 500 mm belong to the largest forgings in the field of power plants. They are commonly made of creep resistant steels and are used in a quenched and tempered state. Normally the quench-ing is done with water, polymer, and/or air, which, due to the large dimensions, causes different cooling rates at the core and at the surface, which leads to high residual stresses. To avoid the formation of hardening cracks, the quenching procedure is often divided into two steps, rapid cooling in water or polymer followed by cooling to room temperature in calm air. This results in core cooling times of up to 12 h and in reheating of already fully or partly martensitic regions at the surface. Thereby auto-tempering takes place, which leads to a lower yield strength and lower volume of the martensite. The goal of this work is to calculate the residual stress distribution af-ter hardening taking into account all relevant influencing phenomena, like temperature dependent yield strength of all involved microstructural phases, dilatation, TRIP-effect, and auto-tempering effects. By Charpy-V-notch testing at room temperature and above, it is shown that the frac-ture toughness varies extremely with the cross section. Only a combined consideration of local residual stress states and local toughness allow the prediction of critical crack initiation regions.
Keywords: Large forgings, Auto-tempering, Residual stress, Charpy-fracture toughness in as quenched condi-tions
Zusammenfassung: Gasturbinenscheiben mit einem Durchmesser von bis zu 2000 mm und Bauteildicken von über 500 mm zählen zu den großen Schmiedestücken im Kraftwerksbereich. Die Scheiben werden überwiegend aus niedrig- und hochlegierten, warmfesten Stählen hergestellt und im vergüteten Zustand eingesetzt. Beim Härten in Wasser, Polymer und/oder Luft ergeben sich, bedingt durch die Größe, starke Unterschiede in den er-reichbaren Kühlraten zwischen Oberfläche und Kern, und dadurch kommt es zu hohen Eigenspannungen im Schmiedestück. In der Praxis erfolgt der Härteprozess, zur Vermeidung von Härtespannungsrissen, oft in zwei Schritten, einem Abschrecken in Wasser oder Polymer und ein anschließendes Abkühlen an ruhiger Luft. Da-durch kommt es im Bauteilinneren zu Abschreckzeiten von bis zu 12 h und am Rand zum Rückerwärmen von bereits vollständig oder teilweise umgewandelten Berei-chen. Die dabei auftretenden Selbstanlasseffekte führen zu einem Absenken der Fließspannung des Martensits und einer geringen Volumenabnahme. Ziel der vorliegen-den Arbeit ist es, die Eigenspannungsverteilung in einer Gasturbinenscheibe, unter Berücksichtigung aller relevan-ten Einflüsse, wie temperaturabhängiges Fließverhalten der Einzelphasen, Umwandlungsdehnung, TRIP-Effekt und Selbstanlasseffekte, vorherzusagen. Anhand von Kerb-schlagzähigkeitsuntersuchungen wird gezeigt, dass der Bauteilquerschnitt nach dem Härten bei Raumtemperatur und darüber Bereiche mit hohen und ebenso mit niedri-gen Kerbschlagzähigkeiten aufweist. Nur die Betrachtung der lokalen Eigenspannungen und der hohen Zähigkei-ten erlauben eine genaue Vorhersage möglicher kritischer Rissbildungsorte.
Dipl.-Ing. M. Taschauer ()Materials Center Leoben Forschung GmbH (MCL),Roseggerstraße 12,8700 Leoben, ÖsterreichE-Mail: [email protected]
Eingegangen am 18. Februar 2014; angenommen am 2. März 2014; online publiziert am 30. April 2014
Große Schmiedestücke finden vor allem Anwendung im thermischen Turbinen- und Generatorbau. Bedingt durch die hohe Drehzahl und thermomechanischen Beanspru-chungen werden extreme Anforderungen an die Quali-tät derartiger Bauteile gestellt. Die Warmumform- und Wärmebehandlungsbedingungen derartig großer Quer-schnitte sind nicht unproblematisch und daher seit Jahren Gegenstand intensiver Entwicklungen bezüglich Werk-stoff- und Umformtechnik [1]. Vor allem während des oder nach dem Härteprozess großer Schmiedestücke kann ein katastrophaler Bauteilbruch auftreten. Die Ursachen sind vordergründig nicht einfach zu finden, weshalb in dieser Arbeit maßgebliche Einflüsse auf die Eigenspannungsent-wicklung während des Härtens und auf die resultierenden Werkstoffeigenschaften untersucht werden. Dazu werden numerische Berechnungen, Eigenspannungsmessungen und Messungen der Kerbschlagzähigkeit in unterschied-lichen Positionen mit dem Ziel, das in der Praxis beobach-tete Bruchverhalten erklären zu können, durchgeführt.
2. Stähle für große Schmiedestücke
Bei Turbinenläufern und Generatorenwellen werden auf-grund der enormen Schäden und des hohen Sicherheits-risikos im Versagensfall besonders hohe Anforderungen an Zähigkeit und Fehlerfreiheit gestellt. Als Kriterien dafür werden die 0,2 %-Dehngrenze, die Übergangstemperatur der Kerbschlagarbeit oder die NDT-Temperatur (Nil Ducti-lity Transition Temperature) sowie die Bruchzähigkeit (KIc-Werte) herangezogen. Weiters werden Zeitstandversuche bei erhöhter Temperatur und die Prüfung der magneti-schen Induktion bei Generatorenwellen durchgeführt [1].
Die gebräuchlichsten ferritischen Stähle für große Schmiedestücke mit zugehörigen Anwendungsbeispie-len und Einsatztemperaturen sind in Tab. 1 angeführt. Für große Querschnitte werden vorrangig niedrig legierte 3 – 3,5 % NiCrMoV-Stähle und hochlegierte 9 –12 % CrMoV-Stähle eingesetzt.
Eine Darstellung der mechanischen Eigenschaften der beiden Stahlgruppen und eine ausführliche Erläuterung der metallkundlichen Vorgänge beim Härten sowie des Selbstanlassens wurde bereits in [3] gegeben. Für die Wir-kung des Anlassens sind die unterschiedlichen Anlassvor-gänge, siehe Abb. 1, äußerst wichtig, da sie sehr stark auch das Zähigkeitsverhalten beeinflussen [4].
Für die Simulation der Wärmebehandlung ist eine Kopplung der thermischen, mikrostrukturellen und mecha-nischen Felder, wie in Abb. 2 nach [5] dargestellt, erfor-
Tabelle 1:
Warmfeste Stähle für große Schmiedestücke mit An-wendungsbeispielen und üblichen Einsatztempera-turen [2]
X21 CrMoV 121-1 Dampf- u. Gasturbinenläufer 580–600
X19 CrMoVNb 11-1X12 CrMoWVNbN 10-1-1
Stäbe, Schaufeln, Ringe, Scheiben für Gasturbinen
580–600
Abb. 1: Gefügeveränderungen beim Anlassen vollmartensitisch gehär-teter, unlegierter Stähle mit 0,2 % und 1,0 % C-Geha bei einer Anlass-dauer von 2h [4] α = Ferrit, α´ = kubischer Martensit, α´´ = Ferrit mit erhöhtem C-Gehalt gegenüber α
Abb. 2: Allgemeines Schema zur Berechnung der Mikrostruktur und der Eigenspannungen von wärmebehandelten Bauteilen [5]
Daten, die in Tab. 2 dargestellt sind, ermittelt. Die thermo-mechanischen Untersuchungen wurden an der Gleeble 3800 des Lehrstuhls für Umformtechnik durchgeführt. Die Messung der thermophysikalischen Größen wurde ans ÖGI Leoben erteilt. Eine Schwierigkeit bestand darin, für die auftretenden Phasen Austenit (A), Martensit (M) und angelassenem Martensit (M2) die temperaturabhängigen Werkstoffdaten zu bestimmen. Besonders bei der Bestim-mung der Umwandlungskinetik des Anlassens stößt man an die Auflösungsgrenzen der Längenmesstechnik. Die bei der Phasenumwandlung auftretenden makroskopischen Längenänderungen betragen nur wenige Mikrometer. Aufgrund der langen Versuchsdauern bei der Bestimmung isothermer Umwandlungsdaten kann jedoch die ther-mische Ausdehnung der Messgeräte alleine größer sein als die metallurgische Dehnung der Probe selbst. Auch die Bestimmung der Umwandlungsdaten mithilfe kon-tinuierlicher Aufheizversuche, wie es Larsson et al. [14] beschreiben, fordert vor allem bei Stählen mit Kohlenstoff-gehalten < 0,2 % eine sehr hohe Genauigkeit der verwende-ten Messgeräte.
Im vorliegenden Fall entspricht der angelassene Mar-tensit (M2) der Anlassstufe 3, da bei der betrachteten Stahlgüte kein Restaustenit zu erwarten ist und die sich aus dem gebrochenen Härten (Beschreibung im folgenden Abschnitt) ergebende Rückerwärmung im Bereich kleiner 400 °C bleibt. Der wesentliche Unterschied der angelas-senen Phase zu Martensit liegt in einer Absenkung der Fließspannung und in einer negativen metallurgischen Dehnung bei Umwandlung im Bereich von 1 ‰.
derlich. Diese Vorgehensweise verfolgen auch zahlreiche andere Forschergruppen, wie z. B. Inoue [6], Simsir et al. [7] oder Denis et al. [8] Als Ergebnis derartiger FEM-Be-rechnungen ergeben sich die Verteilungen der Gefüge-zusammensetzung, der Eigenspannungen und der Härte bzw. Festigkeit.
Wird der Effekt des Selbstanlassens in der Berechnung berücksichtigt, wie es Shi et al. [9] für eine 3,5 % NiCrM-oV-Turbinenwelle gewählt haben, so erhält man genauere Vorhersagen der Eigenspannungen während der Wär-mebehandlung. Auch Thors und Mångård [10] halten die Modellierung und Einbeziehung des Selbstanlassens bei der Simulation von Wärmebehandlungen für unerläss-lich, um die Eigenspannungen und den Verzug exakt berechnen zu können. Die Implementierung erfolgt unter Zuhilfenahme eines Avrami-Ansatzes [11] nach folgender Gleichung:
(1)
wobei ξ die Volumsfraktion einer gebildeten Phase beschreibt, b und n temperaturabhängige Werkstoffpara-meter darstellen und t die Zeit ist. Eine detaillierte Betrach-tung zur Implementierung des Selbstanlassens in ein FEM-Modell wurde in Taschauer et al. [12] gegeben.
Bei Stahlgüten mit höheren Kohlenstoffgehalten (> 0,4 % C) ist es für eine hinreichend genaue Vorhersage der Eigenspannungsverteilung notwendig, die Gefüge in den einzelnen Anlassstufen als eigene Phasen zu behan-deln [3]. Damit ergibt sich ein erheblicher experimenteller Aufwand bei der Bestimmung der Materialparameter und der Umwandlungskinetik für jede Phasenumwandlung des Anlassens.
3. Berechnung und Validierung des Härteprozesses einer Turbinenscheibe mit und ohne Berücksichtigung von Selbstanlasseffekten
Für die Berechnung der Eigenspannungsverteilung im Schmiedeteil nach dem Härten wurde das FEM-Simula-tionspaket ABAQUS/Standard [13] verwendet.
3.1 Eingabedaten
Ein bereits mit einer Kernbohrung versehener Wärme-behandlungsrohling einer Gasturbinenscheibe wurde als Basisgeometrie herangezogen. Die Abmessungen der zylindrischen Scheibe sind Ø 1780 mm × 580 mm. Die Boh-rung im Zentrum der Scheibe hat einen Durchmesser von Ø 170 mm. Die Geometrie wird in ABAQUS/Standard als 2D axialsymmetrisches Modell mit axialsymmetrischen linearen Kontinuumselementen mit Temperatur und vier Knoten (Typ CAX4T) modelliert.
Für eine aus Tab. 1 ausgewählte Stahlsorte werden alle für die Wärmebehandlungssimulation notwendigen
ξ = − −1 exp( )btn
Tabelle 2:
Materialparameter für die Eigenspannungsberech-nung von Wärmebehandlungen (A Austenit, M Mar-tensit, M2 angelassener Martensit/Anlassstufe 3)
z Austenitisieren bei 1050 °C, z 9000s (2,5 h) abschrecken in Polymer mit 45 °C Badtem-
peratur und temperaturabhängigem Wärmeübergangs-koeffizienten des Polymer-Kühlmittels,
z gefolgt von einem 27 h Auskühlen an ruhiger Luft mit 21 °C. Es wird ebenfalls ein temperaturabhängiger Wär-meübergangskoeffizient für Luft verwendet.
Die Berechnung dieser Härtesequenz wird zweimal, einmal mit und einmal ohne Berücksichtigung von Selbstanlassef-fekten, an einer Viertelgeometrie der oben beschriebenen Scheibengeometrie durchgeführt.
3.3 Ergebnisse
Abbildungen 3 und 4 zeigen eine Gegenüberstellung der Radial- und Tangentialspannungsverteilung über der Vier-telgeometrie des Bauteils nach der oben beschriebenen
Für die Berücksichtigung unterschiedlicher metallurgi-scher Effekte im Programm ABAQUS ist die Verwendung von vordefinierten Userroutinen nötig. Im vorliegenden Fall erfolgt die Berechnung der Phasenfraktionen von A, M und M2 unter Zuhilfenahme der Userroutine USDFLD. Die Berechnung der metallurgischen Volumsdehnung sowie der TRIP-Dehnungskomponenten wird mit Hilfe der User-routine CREEP modelliert. HETVAL wird zur Berechnung der Umwandlungswärme und UEXPAN für die thermi-sche Dehnung herangezogen. Die Berechnung der ange-lassenen Phasenfraktion erfolgt mit einer am Institut für Mechanik der Montanuniversität Leoben programmierten Usersubroutine.
3.2 Wärmebehandlungssequenz
Folgende Wärmebehandlungssequenz wurde für die Spannungsberechnung herangezogen:
Abb. 3: Konturplot der Radialspan-nungsverteilung in [MPa] in der Viertelgeometrie nach dem Härten in Polymer-Kühlmittel und an Luft. a ohne Anlassen b mit Anlassen, Kernbohrung und Symmetrie links. P1–P4: Messpunkte der Validierung
Abb. 4: Konturplot der Tangenti-alspannungsverteilung in [MPa] in der Viertelgeometrie nach dem Härten in Polymer-Kühlmittel und an Luft. a ohne Anlassen b mit Anlassen, Kernbohrung und Sym-metrie links
und 4 um etwa 150 mm nach links und ca. 100 mm nach unten verschoben, so kann eine gute Übereinstimmung von Messung und Rechnung plausibel erreicht werden.
Diese Eigenspannungsverteilung, vor allem die hyd-rostatische Mittelspannungsverteilung, kann nun mit charakteristischen Fehlergrößen und der Kenntnis der Zähigkeitseigenschaften des Materials an unterschied-lichen Punkten im Schmiedeteil als Grundlage zur bruch-mechanischen Festigkeitsbewertung [17] herangezogen werden. Daher werden im folgenden Abschnitt Untersu-chungen zu den lokalen Zähigkeitsverhältnissen im Bauteil beschrieben.
Härteprozedur. Der Bauteil weist am Ende der Simula-tion Knotentemperaturen zwischen 62 °C und 54 °C auf. Die Fortführung der Berechnung bis zum vollständigen Temperaturausgleich würde keine deutliche Veränderung der Eigenspannungsverteilung mit sich bringen, ledig-lich die Rechenzeit würde sich erheblich verlängern. Die oberen Teilbilder Abb. 3 und 4a zeigen das Berechnungs-ergebnis ohne Berücksichtigung von Selbstanlasseffekten und die unteren Abb. 3 und 4b jene mit berücksichtigten Anlasseffekten. Zu erkennen ist eine Reduktion der erhal-tenen Spannungen, sowohl im Zug- als auch im Druckbe-reich um 200 MPa bis 300 MPa, bei Berücksichtigung von Selbstanlasseffekten.
3.4 Validierung und Diskussion
Zur Validierung dieser Berechnungsergebnisse wurde die in 4.2 beschriebene Härteprozedur an einem Realbauteil mit gleichen Abmessungen durchgeführt. Anschließend wurden an vier Punkten, welche in Abb. 3 als Punkte P1 bis P4 dargestellt sind, 4 mm unter der Oberfläche die radialen und tangentialen Spannungen gemessen. Die Messung der Eigenspannungen erfolgt mit dem Ring-Kern-Verfah-ren [15, 16]. Das Härten wie auch die Messung der Eigen-spannungen wurden am vorliegenden Bauteil zweimal durchgeführt.
Die Ergebnisse der Eigenspannungsmessungen sowie die Auswertung der radialen und tangentialen Spannun-gen beider Simulationen, in den Punkten P1 bis P4, sind in Abb. 5 dargestellt.
Auf den ersten Blick lässt sich keine Übereinstimmung der Messungen mit den Berechnungsergebnissen erken-nen. Lediglich die bereits im Konturplot (Abb. 3 und 4) zu erkennende Absenkung der Spannungen durch die Berück-sichtigung von Selbstanlasseffekten ist auch in der Balken-auftragung zu erkennen. Dabei zu berücksichtigen ist, dass die Spannungsmessungen in einer Tiefe von 4 mm an einem 580 mm dicken Bauteil durchgeführt werden. Beim Bauteil handelt es sich um einen überdrehten Freiform-schmiederohling, wo nach der Qualitätswärmebehand-lung durch Zunder und Reste des Abschreckmediums mit Oberflächenunebenheiten im Bereich von 1 mm – 2 mm zu rechnen ist, das Simulationsmodell hingegen ist ein idea-ler Zylinder. Außerdem ist beim Realbauteil nicht gewähr-leistet, dass die Polymertemperatur über die gesamten 2,5 Stunden eine konstante Temperatur aufweist. Dies gilt auch für die Lufttemperatur in den folgenden 27 Stunden. Die Zirkulation des Polymerbeckens wird in den tempe-raturabhängigen Wärmeübergängen berücksichtigt, die allerdings mit einer leicht abgeänderten Kontur ermittelt wurde. Wie aus Tab. 2 ersichtlich, wurden im vorliegenden Materialmodell keine Kriecheffekte berücksichtigt. Es ist jedoch anzunehmen, dass zum Zeitpunkt der Martensitbil-dung am Bauteilrand der noch heiße austenitische Kern linearer Kriechverformung unterliegt.
All diese Überlegungen lassen den Schluss zu, dass die Spannungsverteilung im realen Bauteil durchaus um einige Zentimeter lateral verschoben sein kann. Werden die Spannungsverteilungen in den Konturplots der Abb. 3
Abb. 5: Gegenüberstellung der Messergebnisse und der Simulations-auswertung an den Punkten P1–P4 (siehe Abb. 3), a radial Spannungen, b tangential Spannungen
Standard Kerbschlagproben in der Gleeble 3800 wärme-behandelt wurden. Bei der Entwicklung der Modellabkühl-kurven wurde die gesamte Dauer der realen Abkühlung auf ca. 1/10 von 60000s auf 5400s reduziert. Dies geschah vor allem, um die Prozessdauer zu verkürzen. Weiters wurde für alle Proben die erste rasche Abkühlphase von Austenitisierungstemperatur auf 450 °C gleichbleibend mit 15 K/s durchgeführt. Danach beginnen die Kurven zu variieren. Abbildung 7 zeigt die Modellabkühlkurven und deren Zuweisung zu Punkten im Inneren der Viertelgeo-metrie des Turbinenscheibenrohlings. Mit jeder Modell-abkühlkurve wurden mindestens vier Kerbschlagproben wärmebehandelt und danach bei Raumtemperatur und bei 100 °C geschlagen.
4.2 Ergebnisse
Abbildung 8 zeigt die Ergebnisse der Kerbschlaguntersu-chungen bei RT und bei 100 °C für die 10 Modellabkühlkur-ven. Es zeigen sich große Unterschiede in der erreichbaren Kerbschlagarbeit innerhalb der Versuchsserie. Es gibt Pro-benlagen, die sich nach dem Härten in der Tieflage befin-den (P8 und P9), und genauso gibt es Bereiche im Inneren des Wärmebehandlungsrohlings, welche sich nach dem Härten bereits in Hochlage befinden (P1). Die Ergebnisse der RT-Prüfungen spiegeln sich auch in den 100 °C Ergeb-nissen wider. Letztere weisen aufgrund der leicht erhöhten Temperatur auch leicht erhöhte Kerbschlagarbeiten auf. Die höchsten Kerbschlagarbeiten erreichen jene Proben, welche zum Zeitpunkt der einsetzenden Rückerwärmung die Martensitbildung bereits vollständig abgeschlossen haben oder sich im letzten Drittel der Martensitbildung befinden. Die niedrigsten Kerbschlagarbeiten treten bei den Proben auf, welche zum gleichen Zeitpunkt gerade das ersten Drittel bzw. die Hälfte des Martensitbildungsinter-valls erreicht haben.
4.3 Diskussion
Es zeigt sich, dass Bauteile dieser Größenordnung nach dem Härten deutliche Zähigkeitsunterschiede über den
4. Untersuchungen zur Kerbschlagarbeit
Zur Charakterisierung des Zähigkeitsverhaltens in unter-schiedlichen Bereichen des Schmiedeteils und unter-schiedlichen Zuständen wurden Kerbschlagprüfungen nach DIN EN 10 045 durchgeführt.
4.1 Untersuchungsablauf
Mit dem FEM-Softwarepacket DEFORM v10.2 HT [18] wur-den zunächst Abkühlkurven unterschiedlicher Punkte im Bauteilinneren simuliert. Für die Simulation wurde eine volle Scheibengeometrie ohne Kernbohrung mit einem Durchmesser von Ø 2000 mm und einer Dicke von 500 mm herangezogen. Bei der Berechnung wurden alle ther-mophysikalischen Daten und die Umwandlungswärme für A → M (siehe Tab. 2) sowie die bei Realbedingungen ermittelten temperaturabhängigen Wärmeübergangskoef-fizienten für Polymer- und Luftkühlung berücksichtigt. Die Wärmebehandlungsfolge umfasst die Schritte:
z Austenitisieren bei 1050 °C, z 4920s Abschrecken im Polymer-Kühlmittel mit 45 °C
Badtemperatur und temperaturabhängigem Wärme-übergangskoeffizienten für Polymer,
z gefolgt von einem 15 h Auskühlen an ruhiger Luft mit 21 °C. Es wird ebenfalls ein temperaturabhängiger Wär-meübergangskoeffizient für Luft verwendet.
Abbildung 6 zeigt die ermittelten Abkühlkurven für 18 Punkte im Bauteilinneren. Alle 18 Punkte liegen innerhalb der Viertelgeometrie des Scheibenrohlings. Deutlich zu erkennen ist, dass manche Punkte zum Zeitpunkt des Zie-hens aus dem Polymerbad eine Rückerwärmung um bis zu 200 °C erfahren und andere lediglich eine Verzögerung ihrer Abkühlrate. Ebenfalls erkennbar ist, dass sich einige Punkte zum Zeitpunkt der Rückerwärmung bereits am unteren Ende (vollständig martensitisch) oder innerhalb des Martensitbildungsintervalls (Mischung aus Martensit und Austenit) befinden.
Aus diesen 18 Temperatur-Zeit Verläufen wurden 10 cha-rakteristische Modellabkühlkurven abgeleitet, mit denen
Abb. 6: Simulierte Abkühlkurven an unterschiedlichen Punkten des Viertelquerschnittes eines Turbinenscheibenrohlings mit Ø 2000 mm × 500 mm
wärmung und Wiederabkühlung angelassen und erreichen ein hohes Zähigkeitsniveau.
Werden nun diese Zähigkeitsunterschiede über den Bauteilquerschnitt gemeinsam mit den komplexen Span-nungszuständen nach dem Härten kombiniert betrachtet, so sind Rückschlüsse auf mögliche Rissbildungsbereiche möglich. Damit können in der Praxis Bedingungen gefun-den werden, die einen spontanen Bauteilbruch verhindern.
5. Danksagung
Der österreichischen Bundesregierung (insbesondere dem Bundesministerium für Verkehr, Innovation und
Bauteilquerschnitt aufweisen und dass diese vor allem von gebrochenen Härteprozeduren verursacht werden. Am kri-tischsten ist jener Zustand, wenn es in frühen Phasen der Martensitbildung zu einer Rückerwärmung kommt. Die bis dorthin gebildeten Martensitfraktionen werden wäh-rend der Rückerwärmung angelassen und zäher, während die weiteren Martensitfraktionen erst bei wiederholtem Unterschreiten der Rückerwärmungstemperatur gebildet werden. Für diese Fraktionen reicht die Zeit und die Tem-peratur der restlichen Abkühlung nicht mehr aus um sie vollständig anzulassen (Anlassstufe 3). Ist die Martensit-bildung zum Zeitpunkt des Ziehens bereits abgeschlossen, werden diese Martensitfraktionen in der folgenden Rücker-
Abb. 7: 10 Modellabkühlkurven zur Gefügeeinstellung in Kerbschlag-proben mit Positionierung inner-halb der Viertelgeometrie eines Turbinenscheibenrohlings
Abb. 8: Kerbschlagarbeiten der 10 Modellabkühlkurven bei Raumtem-peratur (RT) und 100 °C
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Technologie und dem Bundesministerium für Wirtschaft, Familie und Jugend) vertreten durch die Österreichische Forschungsförderungsgesellschaft mbH (FFG), und den Ländern Steiermark und Tirol, vertreten durch die Steiri-sche Wirtschaftsförderungsgesellschaft mbH (SFG) sowie die Standortagentur Tirol, wird für die Förderung im Rah-men des COMET Förderprogramms herzlich gedankt.
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