Schweissen von nichtrostenden Staehlen Leseprobe

Strassburg ⋅ Wehner
Schweißen
nichtrostender Stähle
4., überarbeitete Auflage

Bibliografische Information Der Deutschen Bibliothek
Die Deutsche Bibliothek verzeichnet diese Publikation in der Deutschen Nationalbibliografie;
detaillierte bibliografische Daten sind im Internet über htttp://dnb.ddb.de abrufbar.
Fachbuchreihe Schweißtechnik
Band 67
ISBN 978-3-87155-221-2
Alle Rechte vorbehalten.
© DVS Media GmbH, Düsseldorf ⋅ 2009
Herstellung: Service-Druck Kleinherne GmbH & Co. KG, Neuss

Vorwort zur 3. Auflage
Seit dem Erscheinen der – inzwischen vergriffenen – 2. Auflage des Fachbuches „Schweißen
nichtrostender Stähle“ im April 1982 sind große Fortschritte beim Fügen dieser Werkstoffgruppe
gemacht worden: Neue schweißgeeignete Werkstoffe wurden entwickelt, neue Verfahren werden
angewendet und neue Normen und Forschungsergebnisse sind veröffentlicht worden.
Die 3. Auflage ist von den Verfassern weitgehend neu geschrieben worden.
Neue Erkenntnisse bis Ende 1999 sind bei der Überarbeitung berücksichtigt worden, und das
Schrifttum enthält zu diesem Thema zahlreiche Arbeiten, die selbst umfangreiche Schrifttumshinweise
enthalten.
Die Autoren danken den Herren Dr. M. Nagel und Dr. R. Klein für ihren Beitrag zum Laserstrahlschweißen,
Herrn Dipl.-Ing. R. Tril1mich für die Ausführungen zum Bolzenschweißen und den
Mitarbeitern des DVS-Verlages für die drucktechnische Bearbeitung der Neuauflage.
Die Verfasser danken auch den im Bildnachweis genannten Firmen und Instituten für die Überlassung
von Fotos aus ihren Bildarchiven, die vor allem die Anwendungskapitel bereichert haben.
Kempen und Trebur, im Mai 2000
F. W. Strassburg und H. Wehner
Vorwort zur 4. Auflage
Neue Erkenntnisse und fachliche Ergänzungen wurden in der vorliegenden Auflage aufgenommen.
Dazu zählen auch zahlreiche DIN EN- und DIN EN ISO-Normen für Grund- und Schweißzusatzwerkstoffe.
In DIN EN 10088 (Ausgabe 2005) wurde der Begriff nichtrostender Stahl neu definiert
und umfasst jetzt korrosionsbeständigen, hitzebeständigen und warmfesten Stahl. Die Änderung
wurde im Text berücksichtigt. Es wird noch einige Zeit dauern, bis in den davon betroffenen
anderen Normen die Umstellung erfolgt. Bei den DIN EN ISO-Normen für Schweißzusatzwerkstoffe
handelt es sich um sogenannte Kohabitationsnormen. Im Hinblick auf den globalen Markt
wurden hier die beiden auf der Welt bestehenden Normsysteme zusammengefasst: die europäische
Version, z. B. auf Basis der Streckgrenze und eines offenen Systems für die chemische Zusammensetzung,
mit der im Pazifikraum geltenden Version, z. B. auf der Basis der Zugfestigkeit und eines
geschlossenen Systems für die chemische Zusammensetzung. Optisch sind die einheitlichen
Vorgaben daran zu erkennen, dass sie sich über die gesamte Breite der Seite erstrecken, unterschiedliche
Vorgaben werden in zwei parallelen Spalten aufgeführt. Es besteht die Hoffnung, bei
zukünftigen Überarbeitungen beide Versionen zu einer zusammenzuführen.
Bei der Bearbeitung des Inhalts wurde versucht, Theorie und Praxis ausgewogen darzustellen,
sodass sich das Fachbuch auch als Nachschlagewerk eignet.
Dank gilt der DVS Media GmbH, besonders Herrn Lothar Knittel für die gute Zusammenarbeit
und die äußerst sorgfältige redaktionelle Bearbeitung der Neuauflage.
Kempen und Trebur, im Februar 2009
F. W. Strassburg und H. Wehner

Verfasser und DVS Media danken den folgenden Firmen und Instituten für die Überlassung von
Werkfotos, die den Bildteil dieses Buches bereichert haben:
APV & Co Ltd., Crawley, GB
Blanco, Oberderdingen
Centro Blanco, Piaggio
Danyard A/S, Dänemark
Eisengiesserei Monforts, Mönchengladbach
EVA, Düsseldorf
Fissler, Idar-Oberstein
Focus Rostfrei, Xanten
HAGRI, Essen
hde Metallwerk, Menden
INCO, Toronto
ISER, Informationsstelle Edelstahl Rostfrei, Düsseldorf
Julius Kimmel, Bergzabern
Krupp Thyssen Nirosta GmbH, Bochum
Krupp-VDM, Werdohl
Mannesmann Pressfitting, Langenfeld
Messer-Griesheim, Frankfurt/M.
Miele, Gütersloh
Milchverwertung Aachen
NiDI, Toronto
M. Rosa, Behälterbau
Schmidding, Köln
Soc. Alfa-Laval
Thyssen Aufzüge, Berlin
Thyssen Lasertechnik, Aachen
Waggonfabrik Uerdingen

1 Einleitung
Als nichtrostend wurden bis zur Neuausgabe von DIN EN 10088 im September 2005 diejenigen
Stähle bezeichnet, die gegenüber einem Korrosionsangriff beständig sind. In der neuen Norm
zählen jetzt auch die hitzebeständigen und warmfesten Stähle zur Gruppe der nichtrostenden
Stähle. Die bisherige Bezeichnung nichtrostend wurde durch korrosionsbeständig ersetzt.
Die Definitionen lauten wie folgt:
Korrosionsbeständige Stähle sind Stähle mit guter Beständigkeit gegen gleichmäßige oder punktuelle
Korrosion aufgrund Umgebungseinwirkung. Der Schutz wird bei mehr als 10,5 % Chrom
durch spontane Bildung einer dichten Schutzschicht erreicht. Die Umgebung kann eine
Atmosphäre bei Umgebungstemperatur oder eine Elektrolytlösung sein.
In Abhängigkeit von der chemischen Zusammensetzung sind den korrosionsbeständigen Stählen
folgende Werkstoff-Nummern zugeordnet: 1.40xx, 1.41xx, 1.43xx, 1.44xx, 1.45xx und 1.46xx
[2-1].
Hitzebeständige Stähle sind Stähle mit guter Beständigkeit gegen Oxidation sowie gegen Einfluss
von Heißgasen und Verbrennungsprodukten oberhalb von 550 °C. In oxidierender Atmosphäre
wird eine schützende Schicht aus Chrom-, Silizium- und Aluminiumoxid auf der Stahloberfläche
gebildet. Die Stähle enthalten mindestens 6 % Chrom und besitzen hauptsächlich ein ferritisches
oder ein austenitisches Gefüge.
Den hitzebeständigen Stählen sind die Werkstoff-Nummern 1.47xx und 1.48xx zugeordnet.
Die in der Gruppe der nichtrostenden Stähle enthaltenen warmfesten Stähle besitzen ein gutes
Zeitstandverhalten bei erhöhter Temperatur. Bei einem Gehalt von mindestens 8 % Chrom weisen
sie ein martensitisches oder austenitisches Gefüge auf.
Korrosionsbeständige Stähle wurden um 1912 entwickelt und patentiert [1-1, 1-2]; es handelt sich
um die deutschen Patente Nr. 304 126 vom 18. Oktober 1912 und 304 159 vom 21. Dezember
1912. Bereits 1914 wurden Halbzeuge (Stangen und Bleche) und Bauteile aus korrosionsbeständigen
Stählen industriell hergestellt.
–––– Jahresproduktion in Mill. t
- - - - Trendkurve
Bild 1-1. Produktion korrosionsbeständiger
Stähle in der westlichen
Welt in den Jahren 1950
bis 2000.
Im Laufe ihrer mehr als 90-jährigen Geschichte sind sie metallurgisch und anwendungstechnisch
grundlegend erforscht worden. Mit der Einführung des Lichtbogenschweißens Ende der 20er,
1

Anfang der 30er Jahre des vergangenen Jahrhunderts erlangten sie im chemischen Apparatebau
eine herausragende Bedeutung. In der Prozess- und Konsumgüterindustrie wurden sie in
verbreitetem Maße angewendet, als es in den 60er Jahren gelang, mit Sendzimier-Walzwerken
Kaltband ausreichender Breite wirtschaftlich herzustellen. Kaltband in verschiedenen Oberflächenausführungen
in Breiten bis 1600 mm und Coilgewichten bis 20 t ist inzwischen verfügbar. Es
lässt sich wirtschaftlich und großtechnisch in Dicken bis herab zu 0,4 mm herstellen; aber auch
Kaltband geringerer Dicke – bis 0,1 mm – ist in geringeren Breiten verfügbar.
Tabelle 1-1. Rohblockerzeugung korrosionsbeständiger Stähle (in 1000 t) [1-3].
Gebiet 1960 1970 1980 1985 1990 1994 1995 1996 1997 1998 1999 2000 1 )
Westeuropa 1004 2149 2880 3281 4515 5980 6590 6225 7024 7163 7450 8055
davon in
Deutschland 259 504 816 808 1146 1419 1490 1280 1480 1480 1521 1600
Amerika 2 ) 908 1158 1537 1687 2182 2256 2445 2357 2573 2505 2630 2820
Asien 3 ) 238 1643 2216 2795 3860 4740 5576 6026 6458 6240 6712 7065
Südafrika
und andere
Länder 4 ) 101 295 252 152 118 181 257 332 439 445 502 560
Westl. Welt
gesamt
2150 4950 6885 7915 10675 13157 14850 14835 16494 16353 17294 18500
Russland u.
VR China k. A. k. A. k. A. 2277 2170 663 586 502 300 250 k. A. k. A.
Welt gesamt 10192 12845 13820 15436 15337 16794 16603
1 ) Zahlen für 2000 sind Schätzwerte
2 ) Amerika: bis 1980 nur USA, ab 1985 USA, Kanada, Brasilien
3 ) Asien: bis 1980 nur Japan, ab 1985 Japan, Indien, Süd-Korea, Taiwan
4 ) ab 1996 hauptsächlich Südafrika, ab 1999 auch Ägypten
Zahlen für 1995 und 1996 aus Rostfrei Jahrbuch 1997, Verlag Focus Rostfrei GmbH, Xanten
Zahlen für 1997 bis 2000 aus Focus Rostfrei 311 (07.02.2000)
Zahlen für Russland + China sind Schätzwerte
k. A. = keine Angaben
Durch die Einführung des kaltgewalzten Bandes nahm die Erzeugung korrosionsbeständiger
Stähle seit den 60er Jahren stark zu, wie die Produktionszahlen von korrosionsbeständigem Blockmaterial
zeigen, Bild 1-1 sowie Tabellen 1-1 und 1-2. Seit dem Jahr 2001 gilt China sowohl als
bedeutender Erzeuger korrosionsbeständiger Stähle als auch als größter Verbraucher der Welt.
Zahlen für die Marktversorgung mit korrosionsbeständigen und hitzebeständigen Kalt-Flach-
Erzeugnissen für wichtige Verbrauchsregionen im Jahr 1997 und im 1. Halbjahr 1998 enthält
Tabelle 1-3. Den unterschiedlichen Pro-Kopf-Verbrauch in den Industrie- und Entwicklungsländern
gibt Tabelle 1-4 wieder.
Tabelle 1-2. Rohblockerzeugung korrosionsbeständiger und hitzebeständiger Stähle (in 1000 t) [1-4].
Gebiet 2001 2002 2003 2004 2005*)
Westeuropa, Afrika 8210 8628 9043 9422 8823
Zentral- und Osteuropa 285 279 322 318 310
Amerika (gesamt) 2289 2735 2830 2933 2699
Asien 8403 9048 10645 11897 12498
Welt (gesamt) 19187 20690 22840 24570 24330
*) vorläufige Werte
Nichtrostende Stähle spielen traditionsgemäß in solchen Industrien eine bedeutende Rolle, in
denen ihre Korrosionsbeständigkeit und Warmfestigkeit genutzt werden, beispielsweise im
Apparate- und Rohrleitungsbau der chemischen Industrie und in der Kraftwerkstechnik. Dank der
Entwicklung der Kaltbanderzeugung werden korrosionsbeständige Stähle auch in anderen
2

Industriezweigen zunehmend verwendet. In der Konsumgüterindustrie werden große Mengen
korrosionsbeständigen Kaltbandes für Küchenspülen, Waschmaschinen und Geschirrspüler
verarbeitet. Hierbei werden durch die glatte Oberfläche hygienische Anforderungen erfüllt.
Ähnliches gilt für die Lebensmittelindustrie und die Krankenhaustechnik. Im Bauwesen und im
Fahrzeugbau gewinnen korrosionsbeständige Bleche in verschiedenen Oberflächenausführungen
und längsnahtgeschweißte Rohre dank ihrer guten Formbarkeit zunehmende Bedeutung.
In keinem dieser Anwendungsgebiete kommt man ohne Schweißen aus, wobei alle Schmelzschweißprozesse
und auch Widerstandsschweißprozesse genutzt werden.
Tabelle 1-3. Marktversorgung mit nichtrostenden und hitzebeständigen Kalt-Flach-Erzeugnissen [1-5].
1997 1. Halbjahr 1998 Veränderung
1000 t t/Monat 1000 t t/Monat in %
USA 1472 122,7 790 131,7 + 7,4
Westeuropa 2572 214,3 1472 245,3 + 14,4
Osteuropa 100 8,3 56 9,3 + 11,4
Taiwan 379 31,6 230 38,3 + 21,4
China/Hongkong 881 73,4 468 78,0 + 6,3
Japan 1061 88,4 509 84,9 – 4,0
Südkorea 469 39,1 147 24,5 – 37,5
Sonst. Asien 409 34,1 215 35,9 + 5,1
Die Menge an korrosionsbeständigen und hitzebeständigen Schweißzusätzen wird statistisch nicht
ausgewiesen; sie geht im Wesentlichen konform mit der Tonnage an Grundwerkstoffen. Die
gesamten Drahtlieferungen dieser Werkstoffe wurden 1996 auf etwa 28500 t geschätzt. Die
Bundesrepublik Deutschland exportierte 1994 17500 t nichtrostenden Walzdraht und Draht und
importierte wesentlich mehr, nämlich knapp 50000 t; der deutsche Markt betrug demnach rund
61000 t. Ein wesentlicher Teil dieser Mengen ist den Schweißzusätzen zuzuordnen. Nimmt man
einen Schweißzusatzverbrauch von 1 bis 2 % der Tonnage an Grundwerkstoff an, dann beträgt die
Menge an korrosionsbeständigen und hitzebeständigen Schweißzusätzen 12000 bis 24000 t.
Tabelle 1-4. Pro-Kopf-Verbrauch von kaltgewalztem nichtrostendem Flachmaterial [1-6].
Land
Pro-Kopf-Verbrauch in kg/Jahr (netto)
Länder mit hohem Verbrauch
Taiwan
Japan
Südkorea
Italien
Deutschland
Länder mit mittlerem Verbrauch
USA
Spanien
Großbritannien
Länder mit niedrigem Verbrauch
Brasilien
Mexiko
Indien
China
22
14,9
13,1
10,9
11,1
6,6
5,1
4,8
0,8
0,6
0,5
0,3
3

2 Verhalten von korrosionsbeständigen Walz- und
Schmiedestählen und Stahlgusssorten gegenüber
Korrosionsbeanspruchung
Die Eignung und damit die Auswahl der korrosionsbeständigen Stahlsorten für die jeweiligen
Betriebsbedingungen wird wesentlich durch ihre Beständigkeit gegenüber der Korrosionsbeanspruchung
bestimmt. In den folgenden Abschnitten werden daher zuerst die Voraussetzungen
für die Korrosionsbeständigkeit und die verschiedenen lokalen Korrosionsarten beschrieben, die
bei den korrosionsbeständigen Stählen zu Schäden führen können.
Nach DIN 50900 wurde Korrosion definiert als Reaktion eines metallischen Werkstoffes mit
seiner Umgebung, die eine messbare Veränderung des Werkstoffs bewirkt und zu einem
Korrosionsschaden führen kann. Meist läuft dabei ein elektrochemischer Vorgang ab, bei dem eine
Elektrolytlösung unterhalb des Taupunktes (z. B. Salzlösungen, Säuren, Basen, natürliches und
technisches Wasser) auf die Werkstoffoberfläche einwirkt. Weil es sich um ein wässriges
Korrosionsmedium handelt, spricht man vielfach auch von Nasskorrosion. Besteht das Korrosionsmedium
aus einem Nichtelektrolyten oder einem Gas oberhalb des Taupunktes (z. B. Hochtemperaturkorrosion),
dann erfolgt ein chemischer Vorgang. Wegen der größeren Bedeutung wird
nachfolgend hauptsächlich die elektrochemische Korrosion berücksichtigt.
2.1 Voraussetzungen für die Korrosionsbeständigkeit
Die Beständigkeit von korrosionsbeständigem Stahl und Stahlguss gegenüber einem elektrochemischen
Korrosionsangriff wird durch eine dichte Schutzschicht auf der Metalloberfläche – die
sogenannte Passivschicht – hervorgerufen. Sie wirkt als Barriere zwischen Stahl und Medium und
verhindert auf diese Weise die Metallauflösung. Die Passivschicht ist dicht, sehr dünn (etwa 10 bis
30 nm), unsichtbar und porenfrei, haftet gut an der Oberfläche, bildet sich spontan und repassiviert
auch an beschädigten Stellen, wenn Sauerstoff an der metallisch sauberen Oberfläche zur
Verfügung steht. Sauerstoff wird auch während der Betriebsbeanspruchung zur Aufrechterhaltung
benötigt. In reduzierenden Medien (z. B. Salzsäure, schweflige Säure) ist die Passivschicht nicht
beständig, sodass ein flächiger Abtrag erfolgt. Sie unterscheidet sich darin deutlich von der dichten
Deckschicht aus stabilen Oxiden, die z. B. auf hitzebeständigen Stählen bei höheren Temperaturen
entsteht und gegen einen chemischen Korrosionsangriff schützt.
Für die Bildung einer einwandfreien Passivschicht müssen folgende Bedingungen erfüllt sein:
• der Gehalt des Legierungselementes Chrom beträgt mindestens 12 %. In DIN EN 10088-1 [2-1]
wird ein Mindestgehalt von 10,5 % angegeben. Höhere Chromgehalte und Zulegieren von
Molybdän bewirken verbesserte Korrosionsbeständigkeit auch gegen aggressive Medien.
• die Legierungselemente sind im Gefüge gleichmäßig verteilt und gelöst, dürfen also nicht
gebunden sein. Bekannt ist die Sensibilisierung durch örtliche Chromverarmung infolge Bildung
z. B. von Chromkarbiden, Chromnitriden oder Sigmaphase (Fe, Cr) bei erhöhten Temperaturen.
In gleicher Weise wirken Seigerungen der Elemente Chrom und Molybdän, die in austenitischem
Schweißgut immer vorliegen, das keine Homogenisierung erfährt wie der warmverformte
oder geschmiedete Grundwerkstoff.
4

• die Stahloberfläche ist metallisch sauber, damit jederzeit Sauerstoff an alle Oberflächenbereiche
gelangen kann, um die Passivschicht entstehen zu lassen und zu erhalten. Beim Lagern,
Transport und Verarbeiten der korrosionsbeständigen Stähle ist dafür zu sorgen, dass keine
Beschädigungen und Verunreinigungen der Oberflächen auftreten, die zu einer örtlich
unvollkommenen Passivschicht führen. DIN EN 1011-3 [2-2] enthält ausführliche Hinweise
dazu. Nach dem Schweißen ist die Oberfläche der Verbindung einwandfrei zu säubern, indem
alle Unregelmäßigkeiten entfernt werden, die die Korrosionsbeständigkeit mindern können.
Dazu zählen festhaftende Spritzer, Schlackenreste, Anlauffarben, Fremdmetalle usw. Die beste
Korrosionsbeständigkeit liegt im Zustand elektropoliert oder gebeizt vor.
Bild 2-1. Anodische Stromdichte-
Potential-Kurve eines passivierbaren
Stahles in wässriger Lösung
und Wirkung von Legierungselementen
auf diese Kurve [2-3].
Das Verhalten passivierbarer Stähle in wässrigen Lösungen gegenüber allgemeiner Korrosion und
Loch-/Spaltkorrosion lässt sich mit Hilfe von anodischen Stromdichte-Potential-Kurven beschreiben.
In Bild 2-1 ist eine solche Kurve schematisch dargestellt. Vom Schnittpunkt mit der
Abszisse aus steigt die Kurve bis zur Passivierungsstromdichte i max an (Aktivbereich, flächige
Korrosion). Nach Erreichen von i max entsteht die Passivschicht, und die Kurve geht auf die
niedrige Passivitätsstromdichte i min zurück. Der passive Zustand reicht von U A bis U D (Passivbereich),
danach steigt die Kurve wieder an (Transpassivbereich, flächige Korrosion). Der
betriebliche Einsatz der korrosionsbeständigen Stähle liegt im Passivbereich. Durch geeignete
Legierungselemente können der Passivbereich verbreitert sowie die Passivierungs- und
Passivitätsstromdichte vermindert werden. Bild 2-1 [2-3] lässt die Wirkung von Begleit- und
Legierungselementen erkennen. Den günstigsten Einfluss hat Chrom, während Molybdän und
Nickel sich nur teilweise positiv auswirken.
2.2 Charakteristische Korrosionsarten – Abhilfe – Prüfverfahren
Die Beständigkeit der Passivschicht ist nicht für alle Bedingungen gewährleistet. Es kann eine
Anfälligkeit gegenüber einem örtlichen Korrosionsangriff bestehen, zurückzuführen auf Schwachstellen
in der Passivschicht infolge z. B. örtlicher Chromverarmung im Grundwerkstoff, auf ein
spezifisches Medium, auf unzureichenden Zutritt von Sauerstoff oder auf überlagerte mechanische
Beanspruchung.
5

2.2.1 Interkristalline Korrosion (IK)
Hierbei handelt es sich um einen selektiven Korrosionsangriff, bei dem korngrenznahe Bereiche
des Werkstoffs durch das Korrosionsmedium bevorzugt angegriffen werden. Im weiteren Verlauf
können einzelne Körner oder Korngruppen aus dem Verband herausgelöst werden, weshalb man
auch von Kornzerfall spricht. Ursache für diese Korrosionsart ist die Bildung chromreicher
Ausscheidungen auf den Korngrenzen, z. B. von Chromkarbiden, Chromnitriden, Sigmaphase.
Dadurch verarmen die Nachbarbereiche an Chrom und besitzen dementsprechend eine verringerte
Korrosionsbeständigkeit. Hängen die chromverarmten Bereiche zusammen, dann kann das
Korrosionsmedium von der Oberfläche aus an ihnen entlang vordringen und den Kornverband
zerstören. Die Sensibilisierung wird bei den austenitischen Stählen durch längeres Halten im
Temperaturbereich zwischen etwa 500 bis 850 °C oder auch durch wiederholtes Wärmeeinbringen
beim Mehrlagenschweißen hervorgerufen. In Bild 2-2 ist eine Schemaskizze einem Gefügebild
gegenübergestellt. Das Auftreten von IK ist an kein spezifisches Korrosionsmedium gebunden. Sie
wird bevorzugt in sauren wässrigen Lösungen, aber auch in Meerwasser, beobachtet.
Bild 2-2. Interkristalline Korrosion (IK) korrosionsbeständiger Stähle.
Weitgehende Beständigkeit austenitischer Cr-Ni-(Mo)-Stähle und ihres Schweißgutes gegenüber
Kornzerfall lässt sich dadurch erreichen, dass die Chromverarmung der Korngrenzbereiche infolge
Bildung von chromreichen Ausscheidungen vermieden wird. Zu diesem Zweck wird entweder der
Kohlenstoffgehalt auf Werte von ≤ 0,03 % gesenkt (ELC-Stahl) oder der Kohlenstoff durch die
sonderkarbidbildenden Elemente Ti, Nb, Ta abgebunden (stabilisiert), die eine höhere Affinität zu
Kohlenstoff besitzen als Chrom. Solche Stähle können in dicken Abmessungen geschweißt
werden, ohne Sensibilisierung hervorzurufen. Bild 2-3 [2-4] zeigt Kornzerfallsschaubilder unstabilisierter
austenitischer Stähle mit rund 18 % Cr und 8 % Ni. Deutlich ist der Einfluss des
C-Gehaltes auf die IK zu erkennen. Die Verminderung der 0,2-%- bzw. 1,0-%-Dehngrenze durch
den erniedrigten Kohlenstoffgehalt lässt sich durch Zulegieren von Stickstoff ausgleichen, der
erst bei Gehalten über etwa 0,2 % die IK-Beständigkeit vermindert. Eine Beseitigung der
Sensibilisierung durch eine Wärmenachbehandlung (z. B. Lösungsglühen + Abschrecken) ist zwar
möglich, wird in der Praxis im Hinblick auf Bauteilgröße und Verwerfungen nicht angewendet.
Das Verhalten gegenüber IK kann mit verschiedenen Untersuchungsverfahren überprüft werden.
Neben der elektrochemischen Oxalsäure-Prüfung (ASTM Standard A 262, practice A), dem
Versuch in schwefelsäurehaltigen Medien (DIN EN ISO 3651-2, Verfahren A bis C) und dem
Huey-Test in Salpetersäure (DIN EN ISO 3651-1) [2-5] hat sich vor allem der einfach durchzuführende
Strauß-Test nach Verfahren A bewährt. Als Prüfmittel dient eine siedende Kupfersulfat-Schwefelsäure-Lösung
mit Kupferspänen, das auf Cr-Gehalte unter etwa 15 % anspricht.
Die Proben werden (20 ± 5) Stunden ohne Unterbrechung in der siedenden Lösung gehalten,
anschließend gereinigt und auf einen Korngrenzenangriff untersucht. Mit dem geringsten Aufwand
lässt er sich nachweisen, indem die Probe über einen Dorn gebogen wird. Infolge der Verformung
6

werden im Zugbereich die angegriffenen Korngrenzen aufgeweitet und durch Abtasten oder unter
dem Stereo-Mikroskop (etwa 10fache Vergrößerung) erkennbar. Gegebenenfalls ist ein
metallographischer Schliff erforderlich. Eine Probe gilt als IK-beständig, wenn die Tiefe des
Korngrenzenangriffs 0,05 mm nicht überschreitet. Fälschlicherweise wird eine Probe manchmal
als IK-anfällig eingestuft, die beim Biegen wegen unzureichender Zähigkeit brach. Deshalb ist bei
rissempfindlichen Werkstoffen ein Blindversuch mit einer gleichartigen Probe zweckmäßig, die
nicht der Prüflösung ausgesetzt wurde.
Bild 2-3. Kornzerfallsschaubild unstabilisierter
austenitischer Stähle mit
etwa 18 % Cr und 8 % Ni (nach
Rocha) [2-4].
2.2.2 Lochkorrosion (Lochfraß) und Spaltkorrosion
Bei korrosionsbeständigem Stahl und Stahlguss wird die Lochkorrosion durch Halogenionen
(außer Fluoriden) verursacht, die die Passivschicht an eng begrenzten Schwachstellen örtlich
zerstören und zu einem nadelstichartigen oder kraterförmigen Korrosionsabtrag führen. Als
Schwachstellen wirken z. B. sulfidische und oxidische Einschlüsse sowie Versetzungen, die
gleichermaßen im Grundwerkstoff, in der WEZ und in der Schweißnaht liegen können. Falls keine
schnelle Repassivierung möglich ist, löst sich im aktiven Bereich Metall auf, und es entsteht ein
Loch, das nur eine kleine Öffnung zum Elektrolyten besitzt (siehe Bild 2-4). Der Lochgrund geht
in Lösung, weil sich dort Halogenionen anreichern und nicht genügend Oxidationsmittel zur
Repassivierung vorhanden ist [2-6]. Infolge der kleinen, anodisch wirkenden Lochfraßstelle
gegenüber der großen, kathodisch wirkenden Passivschicht liegt an der Lochfraßstelle eine hohe
Stromdichte vor, sodass dort der Werkstoff schnell abgetragen wird und das Werkstück in kurzer
Zeit durchlöchert sein kann. Bei Lochkorrosion entstehen große Mengen von Korrosionsprodukten.
Die Spaltkorrosion in engen Spalten eines Bauteiles und in Spalten zwischen Bauteil und nichtmetallischen
Werkstoffen oder Ablagerungen/Verkrustungen erfolgt nach ähnlichem
Mechanismus wie die Lochkorrosion.
Loch- und Spaltkorrosion sind erst oberhalb eines kritischen Potentials möglich, das mit Lochkorrosionspotential
bezeichnet wird. Bild 2-5 zeigt die Stromdichte-Potential-Kurve, in der der
7

Anstieg der Stromdichte nach Überschreiten des Lochkorrosionspotentials (sogenannter Lochfraß-
Ast) zu erkennen ist, das unterhalb des Transpassivbereiches liegt. Der Passivbereich wird also
eingeschränkt.
Bild 2-4. Loch- und Spaltkorrosion korrosionsbeständiger Stähle in chloridhaltigen wässrigen Lösungen.
Die wichtigsten Einflussgrößen auf die Lage des Lochkorrosionspotentiales [2-7] lassen sich wie
folgt einteilen:
werkstoffabhängige Parameter:
Oberflächenbeschaffenheit:
Die Oberfläche muss metallisch sauber sein, darf also keine festhaftenden Spritzer, Schlackenreste,
Anlauffarben, Fremdmetalle usw. aufweisen. In der Reihenfolge gestrahlt, geschliffen,
gebeizt, elektropoliert steigt die Lochkorrosionsbeständigkeit.
Gefügezustand:
Nach dem Lösungsglühen und Abschrecken besitzen die korrosionsbeständigen Stähle die beste
Lochkorrosionsbeständigkeit. Werkstoffinhomogenitäten wie nichtmetallische Einschlüsse (vor
allem Sulfide), Ausscheidungen und Seigerungen führen zu unedleren Lochkorrosionspotentialen.
8
Bild 2-5. Anodische Stromdichte-Potential-Kurve
eines
passivierbaren Stahles in
wässriger chloridhaltiger
Lösung und Wirkung von
Legierungselementen auf das
Lochkorrosionsverhalten.

Legierungszusammensetzung:
Das Bild 2-5 lässt erkennen, dass die Legierungselemente Chrom und Molybdän die Lochkorrosionsbeständigkeit
am wirksamsten verbessern. Lorenz und Médawar [2-8] definierten den
Begriff der Wirksumme, mit der sich aus der chemischen Zusammensetzung die Beständigkeit
gegen Loch- und Spaltkorrosion abschätzen lässt: Wirksumme = % Cr + 3,3 x % Mo. Sie ist
gleichbedeutend mit dem amerikanischen Begriff „Pitting Resistance Equivalent PRE“. Für
molybdänhaltige stickstofflegierte austenitische Stähle wurde die Wirksumme modifiziert zu % Cr
+ 3,3 x % Mo + 30 x % N. Je höher die Wirksumme ist, desto beständiger ist der Stahl gegen
Loch- und Spaltkorrosion. Für Werte über 32 ist der Stahl bzw. das Schweißgut in Meerwasser
beständig.
Spalte:
Diese sind konstruktiv und fertigungstechnisch (z. B. Wurzelspalt, Einbrandkerbe) zu vermeiden.
Ist das nicht möglich, ist die Spaltweite so zu vergrößern, dass das Medium ungehindert Zutritt
erhält, sodass kein Konzentrationselement entstehen kann.
elektrolytabhängige Parameter:
– die Lochkorrosionsbeständigkeit nimmt ab mit steigender Konzentration der Halogenide,
– mit sinkendem pH-Wert und
– mit steigender Temperatur.
In ruhenden Medien tritt Lochkorrosion wesentlich leichter auf als in strömenden Medien.
In den meisten Fällen können die elektrolytabhängigen Parameter betriebsbedingt nicht geändert
werden, sodass die erforderliche Beständigkeit gegen Loch- und Spaltkorrosion nur durch
Optimieren der werkstoffabhängigen Parameter zu erreichen ist.
Bild 2-6. Kritische Lochkorrosionstemperatur
in Abhängigkeit vom Molybdängehalt.
9

Die Beständigkeit gegenüber Loch- und Spaltkorrosion kann mit chemischen und elektrochemischen
Untersuchungsverfahren überprüft werden. Während die chemischen Prüfverfahren
nur eine „Ja-Nein“-Aussage liefern, ermöglichen elektrochemische Prüfverfahren genauere
Aussagen. Sie erfordern aber einen größeren versuchstechnischen Aufwand.
Als Beispiel für ein chemisches Prüfverfahren kann der „Eisen-3-Chlorid-Test“ nach ASTM G 48
[2-9] gelten. Bei diesem Versuch werden die Proben bei konstanter Temperatur 24 oder 72 h in
einer Prüflösung aus 900 ml H 2 O + 100 g FeCl 3 ⋅ 6 H 2 O gehalten. Im Regelfall beginnt man die
Versuche bei 20 °C. Wenn innerhalb der geforderten Haltezeit keine Lochkorrosion auftritt, wird
die Temperatur jeweils in Schritten von 5 °C gesteigert. Als Kriterium gilt die Prüftemperatur, bei
der gerade Lochkorrosion auftritt. Sie wird mit CPT = Critical Pitting Temperature bezeichnet.
Je höher der Wert CPT, desto beständiger ist der Werkstoff. Bild 2-6 zeigt die kritische
Lochkorrosionstemperatur verschiedener korrosionsbeständiger Stähle in Abhängigkeit vom Mo-
Gehalt.
Zur Überprüfung des Verhaltens gegenüber Spaltkorrosion wird der Versuch in gleicher Weise
über 72 h durchgeführt, wobei zylindrische PTFE-Stücke (12,7 mm ∅, 12,7 mm hoch) mit
Gummis auf die Oberfläche angedrückt werden.
Für elektrochemische Prüfungen werden Potentiostate eingesetzt, die Aufschluss über das
Verhalten des Werkstoffes in Abhängigkeit vom Potential geben. Die in Bild 2-5 gezeigte
Stromdichte-Potential-Kurve wurde mit einem solchen Potentiostaten aufgenommen. Diese Prüfgeräte
ermöglichen auch, Teilvorgänge des Korrosionsablaufes zu studieren und sind eine
wertvolle Hilfe bei der Weiterentwicklung von korrosionsbeständigen Stählen und von
Korrosionsschutzsystemen.
2.2.3 Spannungsrisskorrosion (SpRK)
Diese Korrosionsart ist sehr gefährlich, weil sie ohne erkennbare Anzeichen wie Korrosionsprodukte
oder plastische Verformung entsteht. Hinter der abtragenden flächigen Korrosion liegt
sie in der Häufigkeit der in einem chemischen Werk auftretenden Korrosionsarten an zweiter
Stelle. Zur SpRK kommt es bei den korrosionsbeständigen Stählen, wenn folgende Bedingungen
gleichzeitig vorliegen:
Bild 2-7. Rissentstehen und
Risswachstum bei SpRK
(schematisch).
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– Zugspannungen (Last- und/oder Eigenspannungen) überschreiten eine werkstoffspezifische
Grenzspannung,
– spezifisches Medium (Chloride),
– Werkstoff mit Passiv- oder dichter Deckschicht, der gegen SpRK anfällig ist,
– fallweise Temperatur über etwa 50 °C.
Bei den austenitischen korrosionsbeständigen Stählen können chloridhaltige Medien und konzentrierte
Laugen die anodische Spannungsrisskorrosion auslösen. Der Mechanismus für die
Entstehung der SpRK ist bis heute noch nicht im Einzelnen geklärt. Man nimmt an, dass nach
Überschreiten der recht niedrigen Grenzspannung die Passivschicht örtlich durch Gleitvorgänge
zerstört wird und von dort unter Einwirkung von Chloriden der Anriss ausgeht (siehe
Schemaskizze Bild 2-7) [2-10]. Die Risse entstehen senkrecht zur wirkenden Hauptnormalspannung
und verlaufen transkristallin in die Tiefe, wobei sie sich meist wie ein Wurzelwerk
verzweigen. Im Bruchbereich ist keine Brucheinschnürung zu erkennen. Obwohl der Werkstoff
völlig zäh geblieben ist, weist der Schadensbereich makroskopisch das Aussehen eines
Sprödbruchs auf.
Um SpRK zu vermeiden, reicht es, dass eine der genannten Bedingungen nicht erfüllt ist. Das
Medium und die Temperatur sind meist von der Betriebsweise vorgegeben und nicht zu ändern.
Die Zugspannungen lassen sich nur in geringem Maß durch geeignete schweißtechnische
Maßnahmen bzw. durch Kugelstrahlen verringern. In erster Linie bietet sich die Wahl eines
beständigeren Werkstoffes an.
Bild 2-8. Abhängigkeit der Lebensdauer von
Drahtzugproben aus korrosionsbeständigem Stahl mit
18 bis 25 % Cr in siedender 42 %iger MgCl 2 -Lösung
vom Nickelgehalt [2-11].
Bild 2-8 zeigt die Abhängigkeit der Standzeit von Drahtzugproben aus korrosionsbeständigem
Stahl mit 18 bis 25 % Cr in siedender MgCl 2 -Lösung (42 %) in Abhängigkeit vom Ni-Gehalt
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