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Titelblatt

Mechanisches Verhalten von additiv gefertigtem nicht-

rostendem Stahl X2CrNiMo17-12-2 (AISI 316L) und Ver-

gleich zur konventionell gefertigten Variante

vorgelegt von

M. Sc.

Luis Alexander Ávila Calderón

ORCID: 0000-0003-0012-2414

an der Fakultät III – Prozesswissenschaften

der Technischen Universität Berlin

zur Erlangung des akademischen Grades

Doktor der Ingenieurwissenschaften

- Dr.-Ing. -

genehmigte Dissertation

Promotionsausschuss:

Vorsitzender: Priv.-Doz. Dr.-Ing. Sören Müller

Gutachterin: Prof. Dr.-Ing. Birgit Skrotzki

Gutachter: Prof. Dr. rer. nat. Walter Reimers

Gutachter: Dr.-Ing. Jürgen Olbricht

Tag der wissenschaftlichen Aussprache: 19. Dezember 2023

Berlin 2024

Kurzfassung

Die additive Fertigung (AM) metallischer Werkstoffe ist eine Technologie, die zunehmend Gegenstand

von Forschungsaktivitäten und industrieller Anwendung ist. Dennoch steht sie noch vor Herausforde-

rungen, um eine breite Nutzung in sicherheitsrelevanten Anwendungen zu erreichen. Die Hauptgründe

für die Verzögerung des technologischen Durchbruchs zugunsten von AM-Metallen gegenüber konven-

tionell hergestellten Varianten sind das Fehlen eines tieferen Verständnisses der Prozess-Struktur-

Eigenschafts-Beziehungen und die begrenzte Verfügbarkeit von Daten zu den Materialeigenschaften.

In diesem Kontext stellt diese Arbeit einen Beitrag sowohl zum Verständnis der Prozess-Struktur-Ei-

genschafts-Beziehungen als auch zur Verbesserung der Datenlage von 316L dar, einem häufig als Kon-

struktionswerkstoff in verschiedenen Hochtemperaturbauteilen verwendeten Werkstoff. Die Arbeit

legt den Fokus auf die mittels Laser-Pulverbettschmelzen hergestellte Werkstoffvariante, PBF-

LB/M/316L. Eine konventionell hergestellte Variante, HR/316L, wurde auch untersucht. Bei PBF-

LB/M/316L wurde zusätzlich der Effekt ausgewählter Wärmebehandlungen ausgewertet. Die Unter-

suchung umfasste die Charakterisierung der mechanischen Eigenschaften und der Verformungs- und

Schädigungsmechanismen bei erhöhten Prüftemperaturen bei LCF und Kriechen, wo die Daten und

Wissenslage am spärlichsten ist. Außerdem hat die untersuchte PBF-LB/M/316L-Wersktoffvariante

einen geringen Porositätsgrad. Somit hat diese Arbeit die Mikrostruktur stärker in den Fokus genom-

men als die meisten bisher in der Literatur verfügbaren Studien.

Die mechanische Prüfkampagne umfasste Zugversuche zwischen Raumtemperatur und 650 °C, LCF-

Versuche zwischen Raumtemperatur und 600 °C sowie Kriechversuche bei 600 °C und 650 °C. In Er-

mangelung konkreter Richtlinien und Normen wurde die Charakterisierung zumeist anhand der beste-

henden internationalen Prüfnormen und Probengeometrien durchgeführt. Aus jedem dieser Prüfver-

fahren wurden die entsprechenden Festigkeits- und Verformungskennwerte ermittelt. Darüber hinaus

wurde mit Hilfe gezielter mikrostruktureller Untersuchungen ein Beitrag zum Verständnis des Zusam-

menhangs zwischen der Mikrostruktur und den mechanischen Eigenschaften in Bezug auf die Verfor-

mungs- und Schädigungsmechanismen geleistet.

Die Dehngrenze von PBF-LB/M/316L ist etwa doppelt so hoch wie die von HR/316L und dieser Trend

setzt sich mit ansteigender Prüftemperatur fort. Die Bruchdehnung ist bei allen Prüftemperaturen ge-

ringer. PBF-LB/M/316L weist über den größten Teil der Ermüdungslebensdauer vor allem bei Raum-

temperatur höhere zyklische Spannungen als HR/316L auf. Ausschließlich bei den kleinsten Dehnungs-

schwingbreiten sind die Ermüdungslebensdauer ausgeprägt kürzer. Das Wechselverformungsverhal-

ten von PBF-LB/M/316L ist durch eine Anfangsverfestigung gefolgt von einer kontinuierlichen Entfes-

tigung charakterisiert, welche bis zum Auftreten der zum Versagen führenden Entfestigung stattfin-

det. Die Kriechbruchzeiten und die Dauer jeder Kriechphase sind bei allen Kombinationen von Prüfpa-

rametern bei PBF-LB/M/316 kürzer als bei HR/316L. Die Spannungsabhängigkeit von PBF-LB/M/316L

ist im Vergleich zu HR/316L geringer und die Duktilität beim Kriechen kleiner. Die minimale Kriechrate

wird bei allen geprüften Parameterkombinationen bei deutlich geringeren Kriechdehnungen erreicht.

Eine Wärmebehandlung bei 450 °C / 4 h bewirkt keine wesentliche Änderungen der Mikrostruktur und

Zugversuchseigenschaften. Eine zusätzliche Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h verursacht eine Ab-

nahme der Dehngrenze des PBF-LB/M/316L. Diese blieb aber immer noch um den Faktor 1,5x höher als

bei HR/316L. Die Verformungsmerkmale wurden kaum davon beeinflusst. Bezüglich des Kriechverhal-

tens hat die Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h längere sekundäre und tertiäre Kriechstadien bewirkt

und die Kriechdehnung hat sich signifikant erhöht. Die Bruchbilder unterscheiden sich generell nicht

nur aber vor allem mit ansteigender Prüftemperatur, bei der bei PBF-LB/M/316L oft interkristalline

Rissbildung beobachtet wurde. Die Zellstruktur trägt als der Hauptfaktor zu den unterschiedlichen me-

chanischen Eigenschaften im Vergleich zur HR/316L-Variante bei. Darüber hinaus spielen mutmaßlich

die Kornmorphologie, die Stapelfehlerenergie und der Stickstoffgehalt eine Rolle.

Abstract

iii

Abstract

Metal additive manufacturing (AM) is a technology that is increasingly the subject of research activities

and industrial applications. However, it still faces challenges to achieve widespread use in safety-rele-

vant applications. The main reasons for the delay of this technological breakthrough in favor of AM

metals over conventionally manufactured variants are the lack of a deeper understanding of process-

structure-property relationships and the limited availability of data on material properties. In this con-

text, this work contributes to both achieving a better understanding of process-structure-property re-

lationships and the improvement of data for 316L, an alloy frequently used as a structural material in

various high-temperature components. The work focuses on a material variant produced by laser pow-

der bed fusion, PBF-LB/M/316L. A conventionally produced variant, HR/316L, was also investigated.

For PBF-LB/M/316L, the effect of selected heat treatments was also evaluated. The investigation in-

cluded the characterization of the mechanical properties and the related deformation and damage

mechanisms at elevated test temperatures in LCF and creep, where data and knowledge are scarce.

The PBF-LB/M/316L variant studied has a low degree of porosity. Thus, this work is more focused on

the microstructure than most studies available in the literature.

The mechanical test campaign included tensile tests between room temperature and 650 °C, LCF tests

between room temperature and 600 °C, and creep tests at 600 °C and 650 °C. In the absence of con-

crete guidelines and standards for testing of AM metals, the characterization mostly took place using

existing international test standards and specimen geometries. From each of the test methods, corre-

sponding strength, and deformation characteristic values were determined . In addition, targeted mi-

crostructural investigations contributed to understanding the relationship between the microstructure

and the mechanical properties in terms of deformation and damage mechanisms.

The proof stress of PBF-LB/M/316L is about twice that of HR/316L. This trend remains with increasing

test temperature. The elongation after fracture is lower at all test temperatures. Regarding LCF, PBF-

LB/M/316L exhibits higher cyclic stresses than HR/316L for most of the fatigue life, especially at room

temperature. Exclusively at the smallest strain amplitudes, the fatigue lives of PBF-LB/M/316L are

markedly shorter than in HR/316L. The cyclic stress-strain deformation behavior of PBF-LB/M/316L

features an initial strain hardening followed by a continuous softening, which occurs until the softening

leading to failure takes place. The creep rupture times and the duration of each creep stage are shorter

for PBF-LB/M/316 than for HR/316L for all combinations of test parameters. The stress dependence

of PBF-LB/M/316L is lower, and the creep ductility is smaller compared to HR/316L. The minimum

creep rate is reached at significantly lower creep extensions for all parameter combinations tested. A

heat treatment at 450 °C / 4 h did not cause significant changes in the microstructure and tensile be-

havior. An additional heat treatment at 900 °C / 1 h caused a decrease in the proof stress of PBF-

LB/M/316L. However, it still remained higher than the one of HR/316L by a factor of 1.5x. The defor-

mation characteristics were hardly affected. Regarding the creep behavior, this latter heat treatment

at 900 °C / 1 h caused longer secondary and tertiary creep stages, and the creep strain increased sig-

nificantly. The fracture characteristics generally differed, which happened not only but especially with

increasing test temperature, where intergranular cracking often took place in PBF-LB/M/316L. The cel-

lular structure is considered the main factor contributing to the different mechanical properties com-

pared to the HR/316L variant. In addition, grain morphology, stacking fault energy, and nitrogen con-

tent might play a role.

Danksagung

Diese Arbeit entstand im Fachbereich „Metallische Hochtemperaturwerkstoffe“ der Bundesanstalt für

Materialforschung und -prüfung (BAM-5.2) in Berlin im Rahmen des BAM-Themenfeldprojekts AGIL

„Mikrostrukturentwicklung in additiv gefertigten metallischen Komponenten: vom Pulver zum mecha-

nischen Versagen“.

Allerersten möchte ich mich bei Frau Prof. Dr.-Ing. Birgit Skrotzki dafür bedanken, dass sie mir die Mög-

lichkeit gegeben hat, meine Doktorarbeit in ihrer Gruppe und im Rahmen des AGIL-Projekts durchzu-

führen. Eine Promotion abzuschließen war eine schöne Idee, die ich immer im Hinterkopf hatte, und

ich bin froh, dass das Leben mich genau zu dieser Chance gebracht hat, die meine Erwartungen zur

vollsten Zufriedenheit erfüllt hat. Außerdem danke ich ihr vom Herzen für ihre stetige Bereitschaft zur

Diskussion meiner Ergebnisse sowie für das immer sehr fundierte und auf angenehmer Weise über-

mittelte Feedback beim Schreibprozess. Bei Prof. Dr. rer. nat. Walter Reimers möchte ich mich ebenfalls

für die wissenschaftliche Betreuung herzlich bedanken. Sein Feedback war stets sehr wertvoll und hat

unter anderem dazu beigetragen, dass diese Arbeit in ihren Anfängen einen Schwerpunkt findet. Herrn

Dr.-Ing. Jürgen Olbricht danke ich herzlich für die Übernahme des dritten Gutachtens. Bei Priv.-Doz.

Dr.-Ing. Sören Müller bedanke ich mich für die Übernahme des Vorsitzes im Promotionsausschuss.

Herrn Prof. Dr. Giovanni Bruno (BAM-8.5) danke ich für die Konzipierung und Leitung des AGIL-Projekts.

Mein besonderer herzlicher Dank gilt auch Dr.-Ing. Birgit Rehmer und Dr. Alexander Evans (BAM-8.5).

Birgit hat mit ihrer stets kollegialen und freundlichen Art und Weise sowie mit ihrer wissenschaftlichen

Betreuung und ihrer Unterstützung beim Entscheidungstreffen bezüglich experimenteller Fragestel-

lungen wesentlich zum Erfolg dieser Promotion beigetragen. Als Projektmanager hat Alex zu einer bes-

seren Fokussierung des Projekts beigetragen und hat außerdem durch seine Neugier, seine Kreativität

und sein ausgeprägtes Interesse an dem Thema mein Horizont immer wieder erweitert.

Während dieser einmaligen Lebenserfahrung haben viele weitere Menschen zum Erfolg dieses Promo-

tionsvorhabens beigetragen. Mein besonderer Dank gilt meinen AGILen Projektkolleginnen und -kolle-

gen aus den Fachbereichen 8.5, 9.4, 5.2, 5.1 und 9.6 (Tiago, Alex, Amir, Max, Gunther, Konstantin, Ta-

tiana), die immer bereit waren, sowohl wissenschaftlich als auch experimentell Beiträge zu leisten. Ich

danke auch herzlich den Kolleginnen und Kollegen des Fachbereichs 5.2, welche durch ihre Art und

Weise eine insgesamt sehr nette Arbeitsatmosphäre ermöglicht und mich in die faszinierende Welt

der mechanischen Prüfung mit höchsten Qualitätsstandards eingearbeitet und auch ausgewählte Ver-

suche und Auswertungen für dieses Promotionsvorhaben durchgeführt haben. Dabei gilt mein Dank

Sina Schriever (Kriechversuche), Patrick Uhlemann und Kathrin Matzak (LCF- und Zugversuche), Ole

Kahlcke (LCF-Versuche), Christine Krimmling (Härtemessungen), Monika Finn und Faruk Bayram (E-

Modul-Messungen), Michelle Fiebig (E-Modul-Messungen, Metallographie), Steffen Thärig (Metallo-

graphie), Benjamin Piesker (Metallographie, Zugversuche) und Peter Löwe (Zugversuche an Miniatur-

Proben). Weiterhin gilt hier mein Dank den verschiedenen Praktikanten des Fachbereichs, die mich bei

punktuellen Aufgaben unterstützt haben, sowie auch allen anderen technischen und wissenschaftli-

chen Mitarbeitern des Fachbereichs, die immer sowohl zum fachlichen als auch auch persönlichen Aus-

tausch da waren und mir viele gute Erinnerungen hinterlassen. Auch Kolleginnen und Kollegen im Fach-

bereich 5.1 haben wesentliche Beiträge geleistet. Hierbei möchte ich Romeo Saliwan Neumann für die

experimentelle und auch fachliche Unterstützung im Rahmen der vielen produktiven und netten Stun-

den am REM und auch Herrn Prof. Dr. rer. nat. Gert Nolze für die wertvollen Diskussionsrunden meiner

Ergebnisse danken. In ähnlicher Weise gilt mein Dank Dr.-Ing. Leonardo Agudo Jácome für die Durch-

führung der Messkampagnen am TEM und die fachliche Diskussion der Ergebnisse. Elke Sonnenburg

und Quynh Hoa Le (Metallographie, REM) und René Hesse (TEM-Probenpräparation) sowie Dr.-Ing. Dirk

Bettge für seinen Beitrag zur Diskussion der REM-Ergebnisse danke ich auch herzlich. Darüber hinaus

danke ich Dr.-Ing. Pedro Dolabella Portella und Prof. Dr. Robert Maaß (BAM-5.0) für wertvolle Diskus-

Danksagung

sionen in verschiedenen Phasen meiner Arbeit, Dr. rer. nat. Sebastian Recknagel (BAM-1.6) für die Be-

stimmung der chemischen Zusammensetzung und Katrin Ohm (BAM-9.6) für ihre immer freundliche

Unterstützung bei der Lichtmikroskopie.

Nicht zuletzt möchte ich meinen Eltern meinen herzlichen Dank für aussprechen, dass sie mir meine

Ausbildung ermöglicht und mich immer unterstützt haben. Außerdem danke ich herzlich dem Rest

meiner Familie sowie allen Freunden meiner Tanz- und Capoeira-Gruppen. In all diesen Jahren haben

sie mich auf dieser Reise sowohl persönlich als auch aus der Ferne begleitet und mir sehr freudige und

wertvolle Momente geschenkt, die mich im Gleichgewicht hielten.

Amituofo

Berlin, Oktober 2023

Inhaltsverzeichnis 
vi 
 
Inhaltsverzeichnis 
 
Titelblatt ................................................................................................................................................... i 
Kurzfassung .............................................................................................................................................ii 
Abstract ................................................................................................................................................... iii 
Danksagung ............................................................................................................................................. iv 
Inhaltsverzeichnis .................................................................................................................................... vi 
Symbole und Abkürzungen ..................................................................................................................... ix 
Einleitung und Motivation ................................................................................................................ 1 
Literaturübersicht ............................................................................................................................ 5 
1 Konventionell hergestellter Werkstoff 316L(N) .......................................................................... 5 
2 PBF-LB/M/316L: Mikrostruktur des As-Built-Werkstoffzustands ........................................... 7 
3 PBF-LB/M/316L: Mechanisches Verhalten des As-Built-Werkstoffzustands ......................... 11 
3.1 Härte und Zugversuchseigenschaften ................................................................................... 11 
3.2 Low-Cycle-Fatigue .................................................................................................................. 14 
3.3 Kriechen ................................................................................................................................... 16 
4 PBF-LB/M/316L: Effekt der Wärmebehandlung ...................................................................... 16 
4.1 Einfluss auf die Mikrostruktur ................................................................................................ 17 
4.2 Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften ..................................................................... 20 
Ziel der Arbeit ................................................................................................................................ 23 
Methoden und experimentelle Grundlagen................................................................................... 24 
1 Werkstoffe und Rohlinge ........................................................................................................... 24 
1.1 PBF-LB/M/316L ....................................................................................................................... 24 
1.2 HR/316L-Werkstoffvariante .................................................................................................. 26 
2 Mechanische Eigenschaften ....................................................................................................... 27 
2.1 Zugeigenschaften ................................................................................................................... 27 
2.2 Elastische Eigenschaften ....................................................................................................... 28 
2.3 Low-Cycle-Fatigue .............................................................................................................. 29 
2.4 Kriechen ................................................................................................................................ 31 
3 Mikrostrukturelle Untersuchungen ............................................................................................ 32 
3.1 Mikroskopie ............................................................................................................................. 32 
3.2 Mikro-Computertomographie ............................................................................................ 34 
3.3 Eigenspannungen ............................................................................................................... 35 
4 Härte............................................................................................................................................. 35 
Ergebnisse ..................................................................................................................................... 36 
1 Mikrostruktur vor der mechanischen Belastung ....................................................................... 36 
1.1 PBF-LB/M/316L/HT450 und PBF-LB/M/316L/As-Built-Wersktoffzustände .................... 36 

Inhaltsverzeichnis 
vii 
 
1.2 Warmgewalzte Werkstoffvariante (HR/316L) ...................................................................... 41 
1.3 Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h ..................................................................... 43 
2 Härte............................................................................................................................................. 46 
3 Zugversuchskennwerte ............................................................................................................. 48 
3.1 Spannungs-Dehnungs-Kurven bei Raum- und Hochtemperatur ........................................ 49 
3.2 Temperaturabhängigkeit der Festigkeits- und Duktilitätskennwerte ................................ 50 
3.3 Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C/1 h ....................................................................... 52 
4 Elastische Eigenschaften............................................................................................................ 53 
5 Low-Cycle-Fatigue ...................................................................................................................... 54 
5.1 Lebensdauer ............................................................................................................................ 54 
5.2 Zyklisches Spannungs-Dehnungs-Verhalten ........................................................................ 55 
5.3 Wechselverformungsverhalten .............................................................................................. 57 
5.4 Coffin-Manson-Basquin-Auswertung und zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurven .. 60 
6 Kriechen ....................................................................................................................................... 62 
6.1 Antwort auf die Belastung ..................................................................................................... 63 
6.2 Kriechverhalten ....................................................................................................................... 63 
6.2.1 Bruchzeit .......................................................................................................................... 65 
6.2.2 Kriechduktilität ................................................................................................................ 65 
6.2.3 Dauer der einzelnen Kriechstadien.................................................................................. 65 
6.2.4 Kriechdehnung bei minimaler Kriechrate ....................................................................... 66 
6.3 Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h ..................................................................... 67 
6.3.1 Antwort auf Belastung ................................................................................................... 68 
6.3.2 Kriechverhalten ................................................................................................................ 68 
6.3.3 Bruchzeit und Dauer der Kriechstadien .......................................................................... 69 
6.3.4 Kriechdehnung bei minimaler Kriechrate ....................................................................... 69 
6.4 Unterbrochene Kriechversuche .......................................................................................... 69 
7 Zugversuche an Miniatur-Proben .............................................................................................. 70 
7.1 Vergleich des Spannungs-Dehnungs-Verhaltens zwischen Standard- und Miniatur-Proben

7.2 Entwicklung der Festigkeitskennwerte nach Kriechbelastung bei 600 °C / 225 MPa ....... 72 
8 Charakterisierung des Versagens ............................................................................................... 72 
8.1 Versagen im Zugversuch ........................................................................................................ 72 
8.2 Versagen unter Low-Cycle-Fatigue-Beanspruchung ....................................................... 73 
8.3 Kriechversagen ................................................................................................................... 80 
9 Entwicklung der Mikrostruktur unter Belastung ......................................................................86 
9.1 PBF-LB/M/316L/HT450-Werkstoffzustand und HR/316L-Werkstoffvariante .................86 
9.1.1 Post-Mortem Untersuchungen ....................................................................................... 86 

Inhaltsverzeichnis 
viii 
 
5.9.1.2 Untersuchungen aus unterbrochenen Kriechversuchen ................................................90 
5.9.2 PBF-LB/M/316L/HT900-Werkstoffzustand ......................................................................... 92 
5.9.2.1 Post-Mortem Untersuchungen ....................................................................................... 92 
5.9.2.2 Untersuchungen aus unterbrochenen Versuchen .......................................................... 94 
6 Diskussion ..................................................................................................................................... 95 
6.1 Homogenitätsprüfung der PBF-LB/M/316L/HT450-Rohlinge ................................................ 95 
6.2 Ausgangsmikrostruktur und Mechanisches Verhalten ............................................................ 96 
6.2.1 Mikrostruktur, Härte und Zugversuchsverhalten ................................................................. 97 
6.2.2 Low-Cycle-Fatigue .................................................................................................................. 99 
6.2.3 Kriechen .................................................................................................................................. 101 
6.3 Analyse des Verformung- und Schädigungsverhaltens ......................................................... 104 
6.3.1 Verformungsverhalten ......................................................................................................... 104 
6.3.1.1 LCF ................................................................................................................................. 105 
6.3.1.2 Kriechen .......................................................................................................................... 110 
6.3.2 Schädigungsverhalten ........................................................................................................... 114 
6.3.2.1 LCF .................................................................................................................................. 114 
6.3.2.2 Kriechen .......................................................................................................................... 118 
6.4 Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C/1 h .......................................................................... 121 
6.4.1 Mikrostruktur und Zugversuchsverhalten bei Raumtemperatur ....................................... 121 
6.4.2 Kriechverhalten .................................................................................................................. 122 
7 Schlussfolgerungen und Ausblick ................................................................................................ 128 
7.1 Schlussfolgerungen ....................................................................................................................... 128 
7.2 Ausblick ....................................................................................................................................... 132 
Literaturverzeichnis ............................................................................................................................... xiii 
Abbildungsverzeichnis ........................................................................................................................ xxvii 
Tabellenverzeichnis ........................................................................................................................... xxxiii 
Anhang .............................................................................................................................................. xxxiv 
A. Tabellen zum Stand der Kenntnisse .......................................................................................... xxxiv 
B. Zeichnungen zur Probenfertigung .............................................................................................. xxxv 
C. Übersicht der durchgeführten Versuche und Untersuchungen ................................................. xliii 
D. Tabellen zu den Zugversuchen und zur Bestimmung der Elastizitätskennwerte ..................... xlv 
E. Tabellen zu den LCF-Versuchen ................................................................................................... xlix 
F. Tabellen zu den Kriechversuchen ..................................................................................................... li 
G. LCF-Auswertung.............................................................................................................................. liii 
Eigene Veröffentlichungen ................................................................................................................... lvii 
 

Symbole und Abkürzungen

Symbole und Formelzeichen

𝐴

[%]

Bruchdehnung

𝐴𝑔𝑡

[%]

Gesamte Extensometer-Dehnung bei Höchstkraft (= Gleichmaß-

dehnung)

𝐴𝑢

[%]

Zeitbruchdehnung

[K-1]

Thermischer Ausdehnungskoeffizient

𝑏

Ermüdungs-Festigkeitsexponent

𝑐

Ermüdungs-Duktilitätsexponent

𝑑𝑅 𝑑𝑒

⁄

Verfestigungsrate

d10, d50, d90

[µm]

Perzentile der Partikelgrößenverteilung

[µm]

Pulver-Partikelgröße

∆𝑒𝑝

[%]

Schwingbreite der plastischen Dehnung

∆𝑒𝑡

[%]

Dehnungsschwingbreite

[%]

Dehnungsschwingbreite bei der Übergangslebensdauer

ΔT

[K]

Temperaturänderung

Δz

[mm]

Schichtdicke

𝐸

[GPa]

Elastizitätsmodul

𝐸𝐶

[GPa]

Entlastungsmodul nach der minimalen Spannung

𝐸𝑇

[GPa]

Entlastungsmodul nach der maximalen Spannung

𝑒𝐴

Dehnungsamplitude

𝑒𝐴,𝑒

Elastische Komponente der Dehnungsamplitude

𝑒𝐴,𝑝

Plastische Komponente der Dehnungsamplitude

𝑒𝑒

[%]

Elastische Extensometer-Dehnung

𝑒𝑓

[%]

Extensometer-Kriechdehnung (abgekürzt Kriechdehnung)

𝑒𝑓,1, 𝑒𝑓,2, 𝑒𝑓,3

[%]

In den Kriechphasen (Subindizes 1, 2 und 3) entwickelten

Kriechdehnungen

𝑒𝑓′

Ermüdungs-Duktilitätskoeffizient

𝑒𝑖

[%]

Plastische Anfangs-Extensometer-Dehnung

𝑒𝑡

[%]

Gesamte Extensometer-Dehnung

𝑒𝑡𝑖

[%]

Gesamte Anfangs-Extensometer-Dehnung

𝑒󰇗𝑓

[1 / s], [% / h]

Kriechrate

𝑒󰇗𝑠

[1 / s], [% / h]

Minimale Kriechrate

𝑓𝑓

[Hz]

Resonanzfrequenz in Biegung

𝑓𝑓(𝑒)

[Hz]

Biegeresonanzfrequenz aufgezeichnet: kantenweise in Breiten-

richtung

𝑓𝑓(𝑓)

[Hz]

Biegeresonanzfrequenz aufgezeichnet flächenweise in Dicken-

richtung

𝑓𝑡

[Hz]

Resonanzfrequenz in Torsion

𝐺

[GPa]

Schubmodul

[mm]

Schraffurabstand

𝐾

[MPa]

Monotoner Verfestigungskoeffizient

𝐾′

[MPa]

Zyklischer Verfestigungskoeffizient

[mm]

Länge der Probe

𝑚𝐸

[GPa]

Steigung der Spannungs-Dehnungs-Kurve im elastischen Be-

reich

𝑛

Spannungsexponent (Kriechen) bzw. monotoner Verfestigungs-

exponent (LCF)

𝑛𝑜

Spannungsexponent basiert auf 𝑅𝑜

𝑛′

Zyklischer Verfestigungsexponent

Symbole und Abkürzungen

𝑁𝑓

Lebensdauer

𝑁𝑓,10%

Zyklenzahl bei 10 % Lastabfall bzw. Lebensdauer

𝑁𝑇

Übergangslebensdauer

[W]

Laserleistung

𝑅

[MPa]

Tatsächlich auftretende Prüfspannung (Kriechversuch)

[µm]

Mittenrauwert gemäß DIN EN ISO 4287

Dehnungsverhältnis

𝑅𝑜

[MPa]

Prüfspannung

𝑅𝑚

[MPa]

Zugfestigkeit

𝑅𝑝0,2

[MPa]

Dehngrenze bei 0,2 % plastischer Extensometer-Dehnung (abge-

kürzt 0,2 % Dehngrenze)

[µm]

Rautiefe gemäß DIN EN ISO 4287

𝑆𝑎

[MPa]

Spannungsamplitude

𝑆𝑚

[MPa]

Mittelspannung

𝜎𝑓′

[MPa]

Ermüdungs-Festigkeitskoeffizient

[MPa]

Monotone 0,2 % Dehngrenze

𝜎𝑌′

[MPa]

Zyklische 0,2 % Dehngrenzen

[°C]

(Prüf)Temperatur

Tsub

[°C]

Vorwärmung der Grundplatte

𝑡

[h]

Zeit (beim Kriechen: verstrichene Zeit nach Ende der Lastaufbrin-

gung)

𝑡1

[h]

Dauer der primären Kriechphase

𝑡2

[h]

Dauer der sekundären Kriechphase

𝑡3

[h]

Dauer der tertiären Kriechphase

𝑡12

[h]

Zeitpunkt für den Beginn der sekundären Kriechphase

𝑡23

[h]

Zeitpunkt für den Beginn der tertiären Kriechphase

tILT

[s]

Zwischenschichtzeit

𝑡𝑢

[h]

Bruchzeit

𝑈𝑀

Messunsicherheit

[mm s-1]

Scangeschwindigkeit

𝜈

Querkontraktionszahl

𝑊𝑝

[MJ / m3]

Plastische Arbeit

𝑍

[%]

Brucheinschnürung

𝑍𝑢

[%]

Zeitbrucheinschnürung

Symbole und Abkürzungen

Abkürzungen:

AISI

Amerikanisches Eisen- und Stahl-Institut (engl. American Iron and Steel

Institute)

ASTM International

American Society for Testing and Materials

CSL

Koinzidenzgitter (engl. Concidence Site Lattice)

Zellwand (engl. Cell Wall)

DED-L

Materialauftrag mit gerichteter Energieeinbringung (engl. Directed En-

ergy Deposition with Laser as Heat Source)

DIN

Deutsches Institut für Normung

DSA

Dynamische Reckalterung

EDX

Energiedispersive Röntgenspektroskopie

EURAMET

Europäische Vereinigung nationaler Metrologieinstitute (engl. Euro-

pean Association of National Metrology Institutes)

FZP

Flachzugprobe

Korngrenze bzw. (Großwinkel-)Korngrenze (engl. Grain Boundary)

GND

Geometrisch notwendige Versetzung (engl. Geometrically Necessary

Dislocation)

HAADF

High-Angle Annular Dark Field

HAGB

Großwinkel-Korngrenze (engl. High-Angle Grain Boundary)

HCF

Hochzyklische-Ermüdung (engl. High-Cycle-Fatigue)

hdp

Hexagonal dichtest-gepackt

HR/316L

Konventionell hergestellter, warmgewalzter austenitischer nichtros-

tender Stahl 316L (HR, engl. Hot-Rolled)

HT450

Wärmebehandlung (engl. Heat Treatment) bei 450 °C / 4 h

HT900

Wärmebehandlung (engl. Heat Treatment) bei 900 °C / 1 h

Härte nach Vickers

ICP-AES

Atomemissionsspektrometrie (engl. Inductively Coupled Plasma Atomic

Emission Spectroscopy)

IPF

Inverse Polfigur (engl. Inverse Pole Figure)

Interkolumnarer Bereich (engl. Intercolumnar Region)

ISO

Internationale Organisation für Normung (engl. International Organiza-

tion for Standardization)

IST

Incremental Step Test

KAM

Kernel Average Misorientation

kfz

Kubisch flächenzentriert

LAGB

Kleinwinkel-Korngrenze (eng. Low-Angle Grain Boundary)

LCF

niederzyklische Ermüdung (engl. Low-Cycle-Fatigue)

Lichtmikroskopie

Metall-AM

additive Fertigung von metallischen Werkstoffen

Missorientierung

MPB

Schmelzbadgrenze (engl. Melt Pool Boundary)

NB-ES

Volumen Eigenspannungen mittels Neutronenbeugung

ODF

Orientierungsdichteverteilungsfunktion (engl. Orientation Distribution

Function)

OF-ES

Oberflächeneigenspannungen

PBF-LB/M

Laser-Pulverbettschmelzen von Metallen

PBF-LB/M/316L

Durch Laser-Pulverbettschmelzen hergestellter austenitischer nicht-

rostender Stahl 316L

Symbole und Abkürzungen

xii

PBF-LB/M/316L/As-Built

Durch Laser-Pulverbettschmelzen hergestellter austenitischer nicht-

rostender Stahl 316L im As-Built Zustand

PBF-LB/M/316L/HT450

Durch Laser-Pulverbettschmelzen hergestellter austenitischer nicht-

rostender Stahl 316L im HT450-Zustand

PBF-LB/M/316L/HT900

Durch Laser-Pulverbettschmelzen hergestellter austenitischer nicht-

rostender Stahl 316L im HT900-Zustand

PGB

persistentes Gleitband

REM

Rasterelektronmikroskop(ie)

REM-EBSD

Elektronenrückstreubeugung

REM-FSE

Forescatter Abbildung (engl. Forescatter Electron Imaging)

REM-RE

Primärelektronen

REM-SE

Sekundärelektronen

Restbruch (engl. Residual Fracture)

RS-O

Oberes Reststück

RS-U

Unteres Reststück

Raumtemperatur

SADP

selektives Elektronenbeugungsmuster (engl. Selected Area Diffraction

Pattern)

Gleitband (engl. Slip Band)

Nebenriss (engl. Secondary Crack)

SFE

Stapelfehlerenergie (engl. Stacking Fault Energy)

SGB

Subkorngrenze (engl. Subgrain Boundary)

STEM

Rastertransmissionselektronenmikroskopie

TEM

Transmissionselektronenmikroskopie

TWIP

TWIP-Effekt (engl. Twinning-Induced Plasticity)

Übergangsbereiche (engl. Transition Zone)

Unterbrochener Versuch

WAAM

Lichtbogendrahtauftragsschweißen (engl. Wire Arc Additive Manufac-

turing)

Wiederholungsversuch

XCT

Mikro Computertomographie

Zonenachse

ZSD-Kurve

Zyklische-Spannungs-Dehnungs-Kurve

1 Einleitung und Motivation 
 
1 
 
1 Einleitung und Motivation 
Die additive Fertigung (AM, engl. Additive Manufacturing) von metallischen Werkstoffen (Metall-AM) 
ist eine sich entwickelnde Technologie, die zunehmend Gegenstand von Forschungsaktivitäten und in-
dustrieller Anwendung ist. Einige allgemeine Vorteile dieser (AM-)Technologie sind die geometrische 
Gestaltungsfreiheit, die Einsparungen von Gewicht und Betriebskosten, z. B. bei Werkzeugen und La-
gern, sowie das Potenzial zur Verkürzung von Lieferzeiten [1]. Allerdings haben die nachgelagerten Fer-
tigungsschritte, die notwendig sind, um die gewünschten Abmessungen, Oberflächengüten und Ma-
terialeigenschaften zu erreichen, die anfängliche Begeisterung für diese Technologie etwas gedämpft 
[2]. 
Damit einhergehend etabliert sich Metall-AM allmählich als eine neue Gruppe von Fertigungsverfahren 
mit allgemeiner Relevanz ergänzend zu Gießen, Schmieden oder Zerspanen. Neben der erfolgreichen 
Herstellung von Teilen im Schmuck-, Sport- oder Medizinbereich gibt es in jüngster Zeit auch Fort-
schritte bei der Fertigung von Teilen, die in sicherheitsrelevanten Anwendungen eingesetzt werden [1, 
3, 4]. Dennoch steht Metall-AM noch vor Herausforderungen, um eine breite Nutzung in sicherheitsre-
levanten Anwendungen zu erreichen, die von ihren Vorteilen profitieren könnten. Die Hauptgründe für 
die Verzögerung dieses technologischen Durchbruchs zugunsten von AM-Metallen gegenüber konven-
tionell hergestellten Varianten sind das Fehlen eines tieferen Verständnisses der Prozess-Struktur-
Eigenschafts-Beziehungen und die begrenzte Verfügbarkeit von Daten zu den Materialeigenschaften 
[5, 6]. 
Unter  den  verschiedenen  verfügbaren  Metall-AM-Verfahren  hat  das  Laser-Pulverbettschmelzen, 
PBF-LB/M gemäß ASTM-Norm [7], eine große Bedeutung, da es die Möglichkeit bietet, maßgeschnei-
derte  Bauteile  mit sehr  filigranen  Merkmalen  herzustellen, die  mit  konventionellen  Verfahren  nur 
schwer zu fertigen sind [1]. Es ist daher nicht verwunderlich, dass es eines der am meisten untersuchten 
Metall-AM-Verfahren ist [8, 9]. 
Beim PBF-LB/M, welches auch unter dem geschützten Markennamen „Selective Laser Melting“ (SLM®) 
bekannt ist, handelt es sich um ein pulverbettbasiertes Metall-AM-Verfahren. Eine Beschreibung des 
Prozesses ist z. B. in [1, 10] zu finden. Abbildung 1-1 zeigt eine schematische Darstellung [10]. Zusam-
mengefasst wird hierbei ein Laserstrahl auf ein Pulverbett gerichtet, um eine Schicht zu schmelzen, 
die durch die Querschnittsfläche eines Bauteilmodells und einen Scan-Pfad, der aus überlappenden 
Schweißraupen  besteht,  definiert  ist.  Das  Pulverbett  und  das  Bauteil  befinden  sich  auf  einer 
Bau-/Grundplatte in einem Bauraum und werden schrittweise abgesenkt und durch eine Rolle bzw. 
eine Rakel, die eine neue Pulverschicht aufträgt, neu beschichtet, um das Schmelzen der nächsten und 
weiteren Pulverschichten zu ermöglichen und das Bauteil zu fertigen. Dieser sich wiederholende Pro-
zess erfolgt in einer Schutzgasatmosphäre. Je nach Absenkung sind Schichtdicken von 20 µm bis 60 µm 
möglich. Üblicherweise wird die Scan-(Pfade-)Strategie so gestaltet, dass erst die äußeren Konturen 
und dann die inneren Strukturen der Bauteilschicht gefertigt werden. Das nicht aufgeschmolzene Pul-
ver kann für weitere Herstellungen nach einer Aufbereitung wiederverwendet werden. Versuchstech-
nisch kann der Rohling für die Herstellung von Probekörpern das technische Bauteil selbst, den Probe-
körpern endkonturnahen Bauteile, oder auch Rohlinge mit einer beliebigen Geometrie sein. Dement-
sprechend können Probekörper beliebige Geometrien und Dimensionen aufweisen und die Belastung 
ist prinzipiell in allen Richtungen in Bezug auf die Bauplatte bzw. die Aufbaurichtung möglich. Der Zu-
stand des Bauteils bzw. des Werkstoffs direkt nach Herstellung; das heißt, ohne eine zusätzliche Wär-
mebehandlung, wird als As-Built-Zustand bezeichnet. 
 

1 Einleitung und Motivation

Abbildung 1-1. Schematische Darstellung des Laser-Pulverbettschmelzens (PBF-LB/M). Reproduziert

Eine vollständige Charakterisierung und ein umfassendes Verständnis des mechanischen Verhaltens

und der zugrunde liegenden mikrostrukturellen Ursachen ist eine komplexe und langwierige Aufgabe.

Daher hat sich die PBF-LB/M-AM-Forschung auf natürliche Weise so entwickelt, dass sie sich zunächst

vor allem auf die Prozessoptimierung, die Sensitivitätsanalyse und die Erforschung anderer Bearbei-

tungsmöglichkeiten, wie z. B. die Multilaserbearbeitung, fokussiert hat. Parallel zu dieser Forschung

werden nicht selten sogenannte Hochdurchsatztests [11-13] eingesetzt, um die Ergebnisse z. B. einer

Prozessoptimierung effizient zu bewerten und schließlich die interessantesten Ergebnisse in Bezug

auf die Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften für weitere vertiefte Untersuchungen her-

auszufiltern. Auf natürliche Weise hat sich dann auch die eher materialwissenschaftlich orientierten

PBF-LB/M-AM-Forschung zuerst überwiegend auf die Untersuchung der am häufigsten verwendeten

konventionellen metallischen Legierungen fokussiert, die durch die AM-Route hergestellt werden. Da-

nach wurden bzw. derzeit werden parallel dazu weitere Werkstoffsysteme hergestellt und untersucht

sowie neue Legierungen entwickelt, um die Potentiale vom Metall-AM voll auszunutzen.

Eine der größten Herausforderungen bei der Charakterisierung von metallischen Werkstoffen, die

durch Metall-AM hergestellt werden, ist der Mangel an standardisierten Prüfverfahren, die die gesamte

Komplexität sowie die Einflussfaktoren des Metall-AM-Prozesses berücksichtigen [2, 14, 15]. Abbildung

1-2 soll helfen, diese Komplexität in Bezug auf die Beziehung zwischen den Fertigungsparametern, der

Mikrostruktur und den Eigenschaften bzw. der Performance zu verdeutlichen. In diesem Zusammen-

hang befassen sich derzeit führende Institutionen der AM-Gemeinschaft mit dem Übergang von der

Forschung zur Erstellung von Normen und der zügigen Zulassung von Metall-AM-Bauteilen [15].

1 Einleitung und Motivation

Abbildung 1-2. Darstellung der Beziehung Fertigungsprozess ↔ Mikrostruktur ↔ Eigenschaften bei

der additiven Fertigung metallischer Werkstoffe. Basiert auf der Arbeit von DebRoy et al. [6].

Vor diesem Hintergrund beschäftigt sich diese Anfang 2018 begonnene Arbeit mit der umfassenden

Charakterisierung des mittels PBF-LB hergestellten austenitischen nichtrostenden Stahls 316L (PBF-

LB/M/316L) im Vergleich zu einer konventionell hergestellten Variante. Dabei liegt der Fokus auf dem

Verständnis ausgewählter mechanischer Eigenschaften, die für sicherheitsrelevante Anwendungen

von Bedeutung sind, und deren Zusammenhang mit der durch die Metall-AM-Verarbeitung erzeugten

Mikrostruktur.

Die austenitischen nichtrostenden Stähle 316L und 316LN mit unterschiedlichem Stickstoffgehalt, wel-

che üblicherweise als 316L(N) bezeichnet werden, sind in ihren konventionell und additiv hergestellten

Varianten häufig untersuchte Werkstoffe. Die konventionell hergestellte Variante des nichtrostenden

Stahls 316L verfügt über eine gute Kombination von (Hochtemperatur-)Zugeigenschaften, Kriechfes-

tigkeit sowie Korrosions- und Strahlungsbeständigkeit [16]. Daher wird sie häufig als Konstruktions-

werkstoff in verschiedenen Hochtemperaturbauteilen verwendet, die in der Regel Temperaturen zwi-

schen 300 °C und 600 °C und komplexen thermomechanischen Belastungen ausgesetzt sind [17-19].

Anwendungsbereiche umfassen vom Einsatz als chirurgischer Stahl bis zur Herstellung von Schrauben

und Muttern mit einem Betriebstemperaturbereich von -200 °C bis 400 °C [20]. Außerdem wird der

Werkstoff in Kernreaktoren verwendet, wo die Betriebstemperaturen bis zu 625 °C erreichen können

[21, 22]. Allerdings gibt es, zumindest nach Kenntnis des Autors, keine AM-316L-Teile, die in sicher-

heitsrelevanten Anwendungen eingesetzt werden, bei denen zum Beispiel Kriechen oder thermome-

chanische Ermüdung eine Rolle spielen.

Diese Arbeit ist wie folgt untergliedert: im Kapitel 2 wird der zum Zeitpunkt der Erstellung dieser Arbeit

aktuelle Kenntnisstand sowohl zur konventionell hergestellten als auch und vor allem zur

Process Parameters

• Feedstock characteristics,

• Chamber Gas, Preheating,

• Heat source, Heat Input

• Melt Pool size and shape,

• Scan Strategy,

• ...

Defects

• Vaporization

• Porosity (Keyhole,

Gas entrapment)

• Lack of Fusion

• Roughness

Residual

Stresses and

Distortion

Solidification

• Rapid solidification, unique

grain Structure, melt pool

boundaries

• Texture, Anisotropy

Solid state Phase

Transformations

• Heat Treatable Alloys

• Non- heat treatable Alloys

(Post-Processing)

• Machining

• Heat Treatment

Performance

• Parts in Service

• Mechanical response

• Specimens Testing

• Standardisation

• Characteristic Values (Input

for Simulations and models)

• Data Scatter, Availability and

Comparability of Data

• Identification of Trends and

Correlations

• Printability Assessment

• Failure Analysis

Solidification Cracking, Liquation Cracking,

Delamination

Process

Instability

• Spatter

• Humping

• Balling

Material Parameters

• Thermo-Physical Properties

(VP, k, µ, α, β, γ , ρ ,...)

• Mechanical and

Metallurgical Behavior

• Interaction with heat

source (A, R, ...)

• Non-Dimensional Numbers (Pe, Ma, Fo, Q*, ε*, Ri)

• Solidification Parameters (ΔT, GR, G/R)

Final Macro- and

Microstructure

(non homogeneous)

• Geometry, Density, ...

• Complex multi Scale Memory

(Chemistry, Crystallography,

Morphology)

• Challenging characterisation

and quantitative Analysis

(2D,3D)

1 Einleitung und Motivation

PBF-LB/M-Werkstoffvariante des 316L dargestellt. Anschließend wird in Kapitel 3 das Ziel dieser Ar-

beit und ihre Einordnung in die Forschungslandschaft konkretisiert. Im Kapitel 4 werden die Methoden

und experimentelle Grundlagen erklärt. Die Ergebnisse werden im Kapitel 5 präsentiert und im An-

schluss daran werden sie im Kapitel 6 diskutiert. Zum Schluss werden im Kapitel 7 die relevantesten

Schlussfolgerungen dieser Arbeit sowie ein Ausblick auf weitere Arbeiten gegeben.

2 Literaturübersicht

Dieses Kapitel fasst den Stand der für diese Arbeit relevanten Kenntnisse zum Werkstoff

PBF-LB/M/316L zusammen. Da in dieser Arbeit neben der PBF-LB/M-Werkstoffvariante auch eine

konventionell hergestellte Werkstoffvariante des 316L untersucht wurde, wird auf diese zunächst im

Abschnitt 2.1 eingegangen. Die Untersuchung der konventionell hergestellten Werkstoffvariante ist für

das Verständnis und die perspektivische Auswertung der PBF-LB/M-Werkstoffvariante von großer Be-

deutung. Danach wird in den Abschnitten 2.2 bis 2.4 die PBF-LB/M-Werkstoffvariante behandelt. Der

Fokus liegt dabei auf der Mikrostruktur bzw. dem mechanischen Verhalten. Die Abschnitte 2.2 und 2.3

befassen sich mit dem PBF-LB/M/As-Built-Werkstoffzustands und der Abschnitt 2.4 mit dem Zu-

stand nach Wärmebehandlung.

2.1 Konventionell hergestellter Werkstoff 316L(N)

Aufgrund seiner umfangreichen Verwendung in verschiedenen Branchen sind mikrostrukturelle Details

und mechanische Kennwerte dieses Werkstoffs in Forschungsarbeiten, Datenbanken und Datenblät-

tern gut zugänglich. Dieser Abschnitt gibt trotzdem einen kurzen Überblick über die Merkmale der kon-

ventionellen Variante von 316L, die für diese Arbeit relevant sind. Weitere Einzelheiten werden bei Be-

darf in den Abschnitten 2.3, 2.4 und im Kapitel 6 erörtert.

Die Mikrostruktur und das Zeit-Temperatur-Ausscheidungsverhalten (ZTA) von austenitischen nicht-

rostenden Stählen ist umfassend dokumentiert. Die ZTA-Diagramme von AISI 316L und AISI 316 (Letz-

terer mit höherem Kohlenstoff-Gehalt) wurden von Weiss und Stickler ermittelt [23]. Während des

Betriebs oder der Wärmebehandlung im Temperaturbereich von 550 °C bis 900 ºC scheiden sich bei den

nichtrostenden Stählen des Typs 316(L) Karbide M6C und M23C6 sowie die intermetallischen Phasen σ, χ

und η (Laves-Phase) aus [19, 23, 24]. Details über die Zusammensetzung und Kristallstruktur von die-

sen Phasen sind in Tabelle 2-1 zusammengefasst [19, 23]. Eine Erhöhung des Kohlenstoffgehalts in

316L beschleunigt die Kinetik der M23C6-Ausscheidung und unterdrückt die Bildung von M6C und den

intermetallischen Phasen. Eine Erhöhung des Stickstoffgehalts kann die Bildung der intermetallischen

Phasen zugunsten der M6C-Bildung unterdrücken [25].

Tabelle 2-1. Zusammensetzung und Kristallstruktur der Phasen in 316L, gemäß [19, 23].

Konventionell hergestellte austenitische nichtrostende Stähle wie 316L zeichnen sich durch eine eher

niedrige Streckgrenze, eine eher hohe Zugfestigkeit und sehr gute Bruchdehnung und gesamte Exten-

someter-Dehnung bei Höchstkraft (= Gleichmaßdehnung) aus [26]. Austenitische nichtrostende Stähle

sind nicht ausscheidungshärtbar. Mischkristallverfestigung z. B. durch Stickstofflegierung und Kaltver-

formung sind die wichtigsten Verfestigungsstrategien [25-27]. Daher sind die gängigsten Wärmebe-

handlungen das Lösungsglühen und das Spannungsarmglühen. Das Lösungsglühen erhöht die Korro-

sionsbeständigkeit [28-30]. Das Spannungsarmglühen wird in der Regel bei Schweißverbindungen ein-

gesetzt. Weitere Einzelheiten zur Wärmebehandlung von 316L sind im Abschnitt 2.4 zusammenge-

fasst. Nach dem Fließen umfasst bei Raumtemperatur der Mechanismus der Kaltverfestigung die Ent-

wicklung einer Versetzungssubstruktur und die Bildung von verformungsinduziertem Martensit und

Verformungszwillingen aufgrund der niedrigen Stapelfehlerenergie (SFE, engl. Stacking Fault Energy)

Phase

Chemische Zusammensetzung

Kristallographische Struktur

M23C6

M = Cr, Fe, Mo

kfz, NaCl type

M6C

M = Fe, Mo, Cr, Co, Ni

kfz, diamond type

Fe-Cr-Mo-Ni

tetragonal, D8b

Fe-Cr-Mo-Ni

kubisch, α-Mn type, A12,

Fe2M, M = Mo, Ti, Cr, Ni

hdp, C14,

Matrix, Austenite

Mo, Cr, Fe, Ni

kfz

2 Literaturübersicht 
 
6 
 
und der Gleiten-Zwilling-Wechselwirkungen (engl. Slip-Twin-Activities) [25, 28]. Bei höheren Tempera-
turen spielen die dynamische Reckalterung (DSA, engl. Dynamic Strain Aging) und die Abwesenheit von 
Zwillingsbildung (bei Temperaturen über ~ 100 °C) eine zusätzliche Rolle für das Verfestigungsverhal-
ten [31-34]. Die Begriffe DSA und SFE werden in den Abschnitten 6.2.1 bzw. 6.3.1 im Kontext der Dis-
kussion im Detail adressiert. 
Aufgrund ihrer technischen Relevanz waren das LCF- (engl. Low-Cycle-Fatigue, = niederzyklische Er-
müdung) und Kriechverhalten der konventionellen Variante von 316L(N) bisher Gegenstand mehrerer 
Studien. 
Für das LCF-Verhalten sind charakteristische Werte sowie Details zu den Versagensmechanismen und 
dem Wechselverformungsverhalten einschließlich der damit verbundenen mikrostrukturellen Mecha-
nismen in der Literatur verfügbar; z. B. in [25, 35-45]. LCF-Versuche wurden sowohl bei Raumtempe-
ratur [37-39, 43, 45] als auch bei Hochtemperatur bei Temperaturen zwischen 250 °C und 600 °C [43, 
44, 46] durchgeführt. Bei Raumtemperatur ist das zyklische Verformungsverhalten abhängig von der 
(plastischen) Dehnungsamplitude [37, 39]. Nur bei niedrigen Dehnungsamplituden (in der Größenord-
nung von 10-4) wird über ein stabilisiertes zyklisches Verhalten berichtet. Ein nicht-stabilisiertes zykli-
sches Verhalten ist häufiger. Bei mittleren Dehnungsamplituden (in der Größenordnung von 10-3) ist 
eine kontinuierliche Entfestigung und bei höheren Dehnungsamplituden (in der Größenordnung von 10-
2) eine kontinuierliche Verfestigung charakteristisch. In allen Fällen ist eine Anfangsverfestigung in-
nerhalb der ersten bis zu 100 Zyklen üblich. Die Anfangsverfestigung ist hauptsächlich mit einem An-
stieg der Gesamtversetzungsdichte verbunden [37]. Die Entfestigung wurde mit der Dehnungslokali-
sierung in persistenten Gleitbändern (PGB, engl. Persistent Slip Bands) und der Bildung versetzungs-
freier Regionen und der damit verbundenen Entwicklung der Versetzungsstruktur hin zu einer zellulä-
ren Struktur in Verbindung gebracht [37, 39]. Neben der Anfangsverfestigung und anschließenden Ent-
festigung haben Hong et al. [43] über eine sekundäre Verfestigungsphase bei Dehnungsamplituden 
über 0,4 % berichtet und sie auf eine plastizitätsinduzierte martensitische Umwandlung zurückge-
führt. Bei erhöhten Temperaturen findet in der Regel eine von einer kontinuierlichen Entfestigung ge-
folgte Anfangsverfestigung statt [43, 44, 47]. Hong et al. [43], die eine kaltgezogene Variante bei Prüf-
temperaturen zwischen 250 °C und 600 °C untersuchten, haben die Verfestigung auf DSA, die Entfes-
tigung auf dynamische Erholung und die allgemeine zyklische Nichtstabilisierung auf die Konkurrenz 
dieser  beiden  Mechanismen  zurückgeführt.  Hinsichtlich  des  Bruchverhaltens  wurde  bei  Dehnraten 
> 3 x 10-4 s-1 über mehrfache Rissinitiierung aus Gleitbändern an der Oberfläche [46] und transgranulare 
Rissausbreitung berichtet [44, 46]. Mit zunehmendem Stickstoffgehalt wurde interkristalline Rissaus-
breitung beobachtet [44]. Bei 600 °C wird die Rissausbreitung durch Oxidation begünstigt [46]. 
Bezüglich des Kriechverhaltens sind mehrere Studien vorhanden; z. B. [48-52]. Sasikala et al. [48] ha-
ben 316- und 316LN-Stähle und ihre Schweißverbindungen bei 600 °C und 650 °C untersucht und um-
fangreiche metallographische Untersuchungen durchgeführt, um die beobachteten Eigenschaften zu 
erklären. Diesen Studien nach wird der Mechanismus der Kriechverformung in 316L(N) von Faktoren 
beeinflusst, welche in erster Linie mit der Chemie und den Phasen des Werkstoffs zusammenhängen 
[48, 49]. Die SFE, die Zwischengitteratome (insbesondere C und N) und ihr Einfluss auf das Ausschei-
dungsverhalten sowie das Vorhandensein von Delta-Ferrit zählen dazu [48, 51, 53]. So verbessert eine 
Erhöhung des C- und N-Gehalts das Kriechverhalten im Sinne einer geringeren minimale Kriechrate, 
einer längeren Bruchzeit und einer höheren Kriechduktilität [49, 51]. Auch das Kriechschädigungsver-
halten hängt teilweise mit diesen Faktoren zusammen. Es wurde sowohl über transgranularen Bruch, 
der sich in Grübchen auf den Bruchflächen äußert, als auch über eine Mischung aus trans- und inter-
kristallinen  Bereichen  berichtet    [48,  49].  Interkristalline  Rissbildung  ist  bei  Prüfbedingungen  wie 
600 °C / 275 MPa und 625 °C / ca. 230 MPa aufgetreten [54, 55]. Bei der Entwicklung von M23C6-Karbi-
den und der Sigma-Phase wurden auf den Bruchflächen sowohl duktile als auch spröde Versagensbilder 
beobachtet, die mit dem Wachstumsverhalten und der Verknüpfung von Hohlräumen mit der Sigma-

2 Literaturübersicht 
 
7 
 
Phasen verbunden waren [48]. Eine Erhöhung des Stickstoffgehalts kann zu einem geringeren Ausmaß 
an sowohl inneren als auch oberflächlichen Kriechrissen zusammen mit interkristalliner Rissbildung 
führen [51]. 
2.2 PBF-LB/M/316L: Mikrostruktur des As-Built-Werkstoffzustands 
Die As-Built-Mikrostrukturen von PBF-LB/M/316L und anderen AM-Metallen sind recht komplex. Ihre 
charakteristischen Merkmale erstrecken sich über mehrere Längenskalen. Typische Merkmale sind ein-
zigartige Kornmorphologien, Korngrenzen, die häufig in Großwinkel- und Kleinwinkelkorngrenzen (im 
Englischen oft als Sub-Grain Boundaries bezeichnet) unterteilt sind, Schmelzbadgrenzen (MPB engl. 
Melt Pool Boundary), kristallografische Textur, Anisotropie, ausgeschiedene Partikel im Submikrome-
ter-/Nanometerbereich, hohe Versetzungsdichten und eine gerichtete zelluläre Erstarrungsstruktur 
(im Folgenden als Zellstruktur bezeichnet), die eng mit der Kornstruktur- und Textur-Entwicklung ver-
bunden ist [56]. Darüber hinaus können sich metallurgische Defekte bilden. Dazu gehören unter ande-
rem Balling-Effekt, Porosität, Bindefehler, Risse, Metalleinschlüsse, hohe Eigenspannungen, Verzug, 
Delamination, Oxidation, Verlust von Legierungselementen, Oberflächenunebenheiten, teilweise ge-
schmolzene/ungeschmolzene Partikel und Spritzer, die zu einer erhöhten Rauheit führen [6, 8]. In den 
folgenden Absätzen werden weitere ausgewählte Details von typischen Merkmalen erläutert, die für 
diese Arbeit relevant sind. Abbildung 1-2 gibt dazu einen grafischen Überblick. 
Obwohl alle diese Merkmale im PBF-LB/M/316L vorhanden sein können, hängt die resultierende Mik-
rostruktur in hohem Maß von den Fertigungsparametern inkl. der Scan-Strategie ab [57, 58], so dass 
im  Prinzip  jede  Fertigungsstrategie  eine  andere  Mikrostruktur  und  damit  eine  andere 
PBF-LB/M/316L-Materialvariante  liefern  kann.  Einer  der  wichtigsten  PBF-LB/M-Prozessparameter, 
der die Gefüge-Entwicklung beeinflusst, ist die hohe Abkühlgeschwindigkeit. Bei PBF-LB/M kann sie 
etwa 105 K/s bis 106 K/s betragen; ein hoher Wert, wenn man ihn mit den typischen Werten von 100 K/s 
bis 102 K/s bei Gießverfahren oder von bis zu 103 K/s bei den Verfahren DED-L/M oder WAAM/M (Ab-
kürzungen aus  den  engl. Begriffen  Directed  Energy  Deposition  und  Wire  Arc  Metal  Manufacturing. 
Deutsch: Materialauftrag mit  gerichteter Energieeinbringung  bzw. Lichtbogendrahtauftragsschwei-
ßen) vergleicht [6, 59]. Die Bedeutung der Abkühlgeschwindigkeit (= G ∙ R, wobei G der Temperaturgra-
dient und R die Erstarrungs- oder Wachstumsrate ist) beruht auf der Tatsache, dass sie die Längens-
kala des Erstarrungsgefüges steuert. Darüber hinaus bestimmt das Verhältnis von G / R die Erstar-
rungsmorphologie [59-61]. 
Die Zellstruktur ist ein komplexes dreidimensionales Netzwerk, das aus länglichen röhrenförmigen 
Säulen besteht, die allgemein als Zellen bezeichnet werden. Die Wände der Zellen weisen eine elemen-
tare Mikro-Segregation von Cr und Mo sowie eine hohe Versetzungsdichte auf, die wesentlich zu einer 
Gesamtversetzungsdichte in der Größenordnung von 1014 m-2 für PBF-LB/M/316L beiträgt [62]. Die 
länglichen Zellen wachsen epitaktisch aus der jeweils zuvor aufgetragenen Schicht während des Er-
starrungsprozesses  in  der  für  kubische  Kristalle  bevorzugten  kristallographischen  Wachstumsrich-
tungsfamilie <001> [6, 60, 63] und parallel zum Temperaturgradienten, der wiederum senkrecht zu 
den Schmelzbadgrenzen verläuft [64]. Die <001> Richtung des Wachstums der Zellen steht im Ein-
klang mit einem dendritischen Wachstum oder zellähnlichen dendritischen Strukturen [62, 65, 66]. Der 
Temperaturgradient variiert lokal innerhalb des Schmelzbads [64]. Daher entwickeln sich innerhalb ei-
nes Schmelzbads unterschiedliche Erstarrungsfronten, die dazu führen, dass die Zellen zum Koordina-
tensystem der Probe in unterschiedliche Richtungen und in unterschiedlichem Ausmaß wachsen; wie 
beispielsweise von Chen et al. und Sun et al. aufgezeigt wurde [16, 67]. Durch den kompetitiven Wachs-
tumsmechanismus und die längliche Natur der Zellen können sie in Regionen mit einer bestimmten 
kristallographischen Orientierung sowohl in gleichachsiger als auch in länglicher Morphologie auftreten 
[16, 65]. Die Zellgröße, die in der Regel in einer Ebene senkrecht zur Längsachse der länglichen Zellen 

2 Literaturübersicht 
 
8 
 
bestimmt wird,  liegt normalerweise unter 1 µm  [65,  68-70]. Die Zellgröße hängt  von  den Herstel-
lungs- und Erstarrungsbedingungen, die sogar innerhalb einer einzigen Spur variieren können, sowie 
von der Lage der Zelle im Verhältnis zum Schmelzbad ab [71-73]. 
In der zellulären Struktur hängt der Ursprung der elementaren Mikrosegregation mit dem dendritischen 
Wachstum und den schnellen Erstarrungsbedingungen zusammen (in kubischen Materialien richten 
sich die Mikrosegregationsmuster an den Dendriten in {001}-Ebenen aus [62, 74] und die hohe Verset-
zungsdichte an den Zellwänden wird in erster Linie durch die Verformung verursacht, die durch ther-
mische Ausdehnung/Schrumpfung in einem eingeschränkten Medium hervorgerufen wird [62]. Die 
elementare Mikro-Segregation beeinflusst die Ausrichtung und Größe der Versetzungsstruktur, wenn 
der durchschnittliche Abstand der primären Dendritenarme nahe an der durchschnittlichen Verset-
zungszellengröße liegt [62]. Darüber hinaus, was die Bildung und Anhäufung von Versetzungen an den 
Zellwänden betrifft, haben Voisin et al. [65] gezeigt, dass die ausgeschiedenen Partikel, auf die in ei-
nem kommenden Absatz eingegangen wird, eine Rolle bei der Zellbildung während der AM-Bearbei-
tung spielen, indem sie die Versetzungen während der wiederholten thermomechanischen Zyklen an 
die Zellwände pinnen. Andere plausible Ursachen für die Anhäufung von Versetzungen an den Zell-
wänden sind die unterschiedliche chemische Zusammensetzung der Zellwände, die zu einer lokalen 
Mischkristallhärtung führen kann [27, 75], und ein lokal unterschiedlicher Elastizitätsmodul, der dazu 
beitragen kann, Versetzungen einzufangen bzw. zu erzeugen [65]. Schließlich können einzelne Verset-
zungen innerhalb der Zellen auftreten und diese können in einigen Fällen mit den Zellwänden verknäult 
sein, aber insgesamt ist die Versetzungsdichte im Zellinneren im Allgemeinen viel geringer als die an 
den Zellgrenzen [68, 76]. 
Der Literatur nach beträgt die Missorientierung zwischen einzelnen Zellen weniger als 1° bis null Grad, 
während sie innerhalb der Zellen selbst bis zu 1,5° beträgt [56, 62, 68]. Orientierungsabweichungen 
treten in zufälligen Mustern und nicht in den länglichen geraden Zellstrukturen auf [62]. Die geringe 
bis gar nicht vorhandene Missorientierung zwischen benachbarten Zellen wird darauf zurückgeführt, 
dass die Zellen nicht nur durch die plastische Verformung, sondern erst durch die schnelle Erstarrung 
entstehen (anders als bei herkömmlichen, dehnungsinduzierten Versetzungszellen) [65]. 
Ausgeschiedene Partikel, auch Nanopartikel, nanoskalige Oxideinschlüsse oder Oxidpartikel genannt 
(ab hier vereinfacht als Partikel bezeichnet), sind ebenfalls ein charakteristisches Merkmal der Mikro-
struktur von PBF-LB/M/316L. Es wurde berichtet, dass sie sich nicht nur aber hauptsächlich an den 
Zellwänden befinden [65, 69]. Ihre Größe liegt typischerweise unter 100 nm im Durchmesser [59, 65, 
68, 69]. In früheren Studien wurden sie als übergangsmetallreiche Silikate, die reich an Si, O und Mn 
sind (Si-O-Mn-Silikate), oder als Oxidpartikel, die reich an Si und Mn sind, identifiziert. Später wurden 
sie meist als metastabile amorphe nanoskalige MnSiO3-Rhodonit-artige Nanopartikel identifiziert [56, 
70, 77-79]. Die Partikel bilden sich in dem Pulver während des Gasverdüsungssprozesses aufgrund der 
hohen  Affinität  von  Si  und  Mn  zu  Sauerstoff;  anschließend  dissoziieren  sie  während  des 
PBF-LB/M-Prozesses und bilden sich während der schnellen Erstarrung erneut [78, 80]. Neben diesen 
Einschlüssen wurden auch feine Karbide (M23C6) an den Schmelzbad- und Subkorngrenzen beobachtet 
[81]. 
Bei der Herstellung von 316L mittels PBF-LB/M entsteht in der Regel ein einphasiger, austenitischer 
Werkstoff. Ob sich zusätzliche Phasen bilden, hängt von der Abkühlgeschwindigkeit [59] und möglich-
erweise  auch  von  den  Prozessparametern  ab.  Shin  et  al.  [81]haben  Delta-Ferrit  in  ihrem 
PBF-LB/M/316L-As-Built-Zustand beobachtet. 
Die Schmelzbadgrenzen (MPB, engl. Melt Pool Boundary) sind die Grenzflächen, die zwischen dem frisch 
erstarrten  Schmelzbad  und  dem  vorhandenen  festen  Material,  auf  dem  es  während  eines 
Schmelzdurchgangs aufgebaut wurde, entstehen [82]. Es handelt sich dabei um dünne Bänder aus 
segregierten  gelösten  Elementen,  deren  Zusammensetzung  sich  geringfügig  vom  Inneren  des 

2 Literaturübersicht 
 
9 
 
Schmelzbads unterscheidet [83, 84] und die nach der Erstarrung unter dem Licht- und Elektronenmik-
roskop sichtbar bleiben. Aufgrund ihrer Natur stellen sie die Form der Scan-Spuren dar [84, 85]. 
Das Vorhandensein und die Ausbildung der zellulären Struktur, die, wie bereits erwähnt, wiederum von 
den  Prozessparametern  abhängt,  beeinflusst  weitere  charakteristische  Merkmale  der 
PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur wie die Korngrenzen (GB; engl. Grain Boundary), die Kornmorphologie 
und die kristallographische Textur, die in den folgenden drei Absätzen behandelt werden. 
Der Mechanismus des konkurrierenden Wachstums der gerichteten Zellen [6] führt zu einer hierarchi-
schen Kornstruktur, die aus Körnern und Subkörnern mit einer komplexen dreidimensionalen Beschaf-
fenheit  besteht.  Die  Kornmorphologie  hängt  auch  von  den  Prozessparametern  ab;  z. B.  von  der 
Scan-Strategie  [86,  87].  Körner  und  Subkörner  werden  durch  Groß-  und  Kleinwinkel-Korngrenzen 
(HAGBs und LAGBs, engl. High And Low-Angle Grain Boundaries) getrennt. 
Die Subkörner wurden zum Beispiel als Zellpakete beschrieben [65, 88]. Im Gegensatz zu den Verset-
zungszellwänden sind die LAGBs schmale und gut definierte Grenzen [69], die aus verknäulten Verset-
zungslinien bestehen [89]. Während die HAGBs eher schlecht dokumentiert sind, haben sich einige Ar-
beiten bereits mit dem Ursprung und der Natur der LAGBs beschäftigt [65, 89-93]. 
Abgesehen von dem Einfluss auf die Kornstruktur beeinflusst -ebenso wie die Prozessparameter- der 
Wachstumsmechanismus der länglichen Zellen verständlicherweise auch die Texturbildung [71, 87, 94, 
95]. Einzelheiten zur Texturbildung und -kontrolle sind in der Literatur zu finden [6, 67, 96]. Eine der 
am häufigsten berichteten Textur in PBF-LB/M/316L  besteht aus einer {011}-Texturkomponente in 
Aufbaurichtung und {001}-Texturkomponenten in Richtung der Laserspuren [16, 64, 65, 67, 97]. 
Die Entstehung von metallurgischen Defekten (siehe roter Pfad in Abbildung 1-2) hängt vom AM-Her-
stellungsprozess und den Prozessparametern ab. Im Folgenden werden einige von ihnen angespro-
chen. Porosität wird verursacht durch (i) Abscheidung oder Schmelzen im Tiefschweißen(Keyhole)-Mo-
dus,  (ii)  Einschluss  von  Gas  in  Pulverpartikeln  während  des  Pulververdüsungsprozesses  oder  von 
Schutzgas oder Legierungsdämpfen im Schmelzbad [6]. Bindefehler können durch einen unzureichen-
den Energieeintrag, wodurch das Metallpulver nicht vollständig aufschmilzt, und ein unzureichendes 
Eindringen des flüssigen Metalls in die zuvor erstarrte Schicht verursacht werden [6, 8, 98]. Der Verlust 
von Legierungselementen ist auf die Verdampfung von Elementen in der Baukammer zurückzuführen 
[6]. Eigenspannungen sind in der Regel auch vorhanden. Bei der additiven Fertigung von Metallen wer-
den sie durch den thermischen Aufheiz- und Abkühlzyklus verursacht, der durch schnelle Aufheiz- und 
Abkühlraten und gleichzeitiges Schmelzen der obersten Materialschicht und Wiederaufschmelzen der 
darunter liegenden und zuvor erstarrten Schichten gekennzeichnet ist [99]. Eine Vorstellung von der 
typischen Größe der Eigenspannungen kann anhand der Arbeit von Williams et al. [100] vermittelt wer-
den. Sie haben große Zugeigenspannungen von etwa 450 MPa an den äußeren Messflächen einer ver-
tikalen PBF-LB/M/316L-Probe gemessen, die durch hohe Druckeigenspannungen ähnlicher Größe in 
der Mitte ausgeglichen wurden. Weitere Einzelheiten über die Entstehung anderer metallurgischer De-
fekte, die durch eine ungeeignete Wahl der Prozessparameter verursacht werden, sind in der Literatur 
zu finden z. B. in [6, 8]. 
Als Ergänzung zu den in den vorigen Absätzen dargestellten typischen mikrostrukturellen Merkmalen 
des As-Built-Werkstoffzustands von PBF-LB/M/316L zeigt Abbildung 2-1 einige relevante Bilder aus 
der Literatur. Abbildung 2-1a zeigt eine Darstellung der hierarchischen Natur der PBF-LB/M/316L-Mik-
rostruktur [56]. Darin zeigt (ii) die Kornmorphologie (REM-EBSD), (iii) eine REM-Abbildung im geätzten 
Zustand, bei der HAGBs, Schmelzbadgrenzen (fusion boundary) und die Zellstruktur (cellular structure) 
zu erkennen sind, (iv) und (v) TEM-Abbildungen, bei denen die hohe Versetzungsdichte, die Mikroseg-
regationen  und  ausgeschiedene  Nanopartikel  an  den  Zellwänden  zu  erkennen  sind,  und  (vi)  eine 
HAADF-STEM Abbildung (HAADF, engl. High-Angle Annular Dark Field) und dazu gehörende EDX-Maps 

2 Literaturübersicht

(Energiedispersive Röntgenspektroskopie), bei denen eine LAGB, sowie die Mikrosegregationen (an Cr

und Mo) und Nanopartikel zu erkennen sind. Abbildung 2-1b [16, 65, 67] zeigt in (i) wie innerhalb einer

Schmelzbadgrenze abhängig von der lokal unterschiedlichen Richtung des Temperaturgradients die

gerichteten Zellen wachsen können, in (ii) und (iii) ist ersichtlich, wie dieser lokal unterschiedliche

Wachstum die Texturentwicklung in der Aufbaurichtung bestimmt und in (iv) bis (vi) ist zu erkennen,

wie die anisotropische Natur der gerichteten Zellen das Aussehen dieser bei der (Elektronen-)Mikro-

skopie in Abhängigkeit von der Schnittebene beeinflusst. Abbildung 2-1c zeigt beispielhaft an

DED-L/M/Ti-6Al-4V [101] wie Gasporen (blau markiert, rund) und Bindefehler (schwarz markiert, irre-

guläre Form) generell bei Metal-AM Legierungen aussehen können.

Abbildung 2-1. Ergänzende Bilder zum besseren Verständnis der im Text dargestellten typischen mik-

rostrukturellen Merkmale des As-Built-Werkstoffzustands von PBF-LB/M/316L. a) Darstellung der hie-

rarchischen Natur der PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur, b) Bilder zu den gerichteten Zellen, dem Zellen-

wachstum und der Texturentwicklung, c) Gasporen und Bindefehler (in diesem Fall

DED-L/M/Ti-6Al-4V), BD: Aufbaurichtung (engl. Building Direction). Abbildung a) wurde aus

reserved) erstellt. Abbildung c) wurde reproduziert und modifiziert aus Ávila Calderón et al. [102] lizen-

siert nach CC BY 4.0, Copyright Wiley-VCH GmbH (2021).

Alle vorgenannten mikrostrukturellen Merkmale und metallurgischen Defekte beeinflussen das me-

chanische Verhalten von PBF-LB/M/316L und können sich im Laufe der Zeit in Abhängigkeit von der

2 Literaturübersicht 
 
11 
 
thermischen Belastung, der mechanischen Beanspruchung oder einer Kombination aus beidem entwi-
ckeln. In den folgenden Abschnitten wird der Stand des Wissens über das mechanische Verhalten von 
PBF-LB/M/316L und den Einfluss der Mikrostruktur darauf dargestellt. 
2.3 PBF-LB/M/316L: Mechanisches Verhalten des As-Built-Werkstoffzustands 
In  diesem  Abschnitt  wird  der  Stand  des  Wissens  über  die  mechanischen  Eigenschaften  von 
PBF-LB/M/316L im As-Built-Zustand unter den verschiedenen in dieser Studie untersuchten Belas-
tungsszenarien und die Auswirkungen der im Abschnitt 2.2 vorgestellten mikrostrukturellen Merkmale 
auf diese Eigenschaften dargestellt. Zunächst wird ein allgemeiner Überblick über die Auswirkungen 
dieser Merkmale auf das mechanische Verhalten gegeben. Anschließend wird in den Abschnitten 2.3.1, 
2.3.2 und 2.3.3 jedes der Belastungsszenarien behandelt. 
Die Zellstruktur, die Partikel, die Kornstruktur, die kristallografische Textur und die Schmelzbadgren-
zen können die Härte, die Zugversuchskennwerte und die Ermüdungs- und Kriecheigenschaften von 
PBF-LB/M/316L sowohl hinsichtlich des Verformungs- als auch des Schädigungsverhaltens beeinflus-
sen [16, 32, 56, 68, 69, 76, 79, 83, 103, 104]. Auch die chemische Zusammensetzung, die sich z. B. durch 
den Verlust von Legierungselementen ändern kann, kann sich auf das mechanische Verhalten auswir-
ken. So wurde beispielsweise für den konventionell hergestellten nichtrostenden Stahl 316L berichtet, 
dass der C- und N-Gehalt das LCF- und Kriechverhalten beeinflusst [49, 51, 105-109]. Zusätzlich zu die-
sen Faktoren können auch Eigenspannungen und deren Verteilung eine Rolle spielen, was bereits be-
züglich des Zugversuchs- und hochzyklischen Ermüdungsverhaltens (HCF, engl. High-Cycle-Fatigue) bei 
Raumtemperatur berichtet wurde [110-112]. Es ist jedoch bekannt, dass sich Eigenspannungen im All-
gemeinen während der Fertigung, nach Einwirkung erhöhter Temperaturen oder nach zyklischer Belas-
tung unter LCF-Bedingungen umverteilen und relaxieren können [113-118]. Der Grad ihrer Auswirkung 
auf die mechanischen Eigenschaften hängt daher in hohem Maße von der Herstellungsroute des Ma-
terials oder der Probe und den thermomechanischen Belastungsbedingungen ab. Schließlich sind auch 
Porosität und erhöhte Rauheit Einflussfaktoren auf das mechanische Verhalten. Die Porosität zum 
Beispiel beeinflusst Berichten zufolge die Zug-, Ermüdungs- und Kriecheigenschaften [14, 83, 119-121]. 
2.3.1 Härte und Zugversuchseigenschaften 
Die Härte von PBF-LB/M/316L bei Raumtemperatur wurde von mehreren Autoren angegeben [59, 70, 
85, 122-128]. Die in der Literatur angegebenen Härtewerte streuen stark und reichen von etwa 200 HV 
bis 280 HV. Diese Werte sind tendenziell höher als die allgemein angegebenen Werte für die konventi-
onell hergestellte Variante von etwa 150 HV bis 220 HV [129]. Die wichtigsten Faktoren, die zur Härte 
beitragen, sind (i) die Korn-/Zellgröße, (ii) die hohe Versetzungsdichte aufgrund der Ansammlung von 
Versetzungen an  den Zellwänden  und (iii)  die  Partikel  [59]. Aufgrund  der multiskaligen Natur  der 
PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur ist die Härte anfällig für Größeneffekte. Beispielsweise verursacht die 
anisotrope Morphologie der zellulären Struktur eine orientierungsabhängige mittels Nanoindentation 
ermittelte Härte [130]. 
Das Verhalten beim Zugversuch von PBF-LB/M/316L (Raumtemperatur) wurde in den letzten Jahren 
eingehend untersucht und es wurde sowohl über charakteristische Festigkeits- als auch über Verfor-
mungswerte  berichtet  [56,  65,  68,  83,  85,  103,  112,  126,  131-140].  Das  PBF-LB/M/316L  besitzt  im 
As-Built-Zustand eine hervorragende Festigkeits-Duktilität-Kombination, die über der von konventio-
nell hergestelltem und nanostrukturiertem 316L liegt [56, 65]. Übliche Werte in der überprüften Lite-
ratur reichen für die  Dehngrenze von 429 MPa bis  710 MPa, für  die  Zugfestigkeit  von  512 MPa  bis 
1016 MPa  und  für  die  Bruchdehnung  von  22 %  bis 74 %.  Die  jeweiligen  Durchschnittswerte  sind 
528 MPa, 650 MPa und 50 %. Dies bedeutet eine wesentlich höhere Dehngrenze (mehr als Faktor 2) 
und potenziell höhere Dehnungswerte bei ähnlichen Zugfestigkeiten im Vergleich zur konventionell 
hergestellten Werkstoffvariante [103, 129, 141]. 

2 Literaturübersicht 
 
12 
 
Das Spannungs-Dehnungs-Verhalten ist typischerweise durch eine hohe Dehngrenze gekennzeichnet, 
welcher ein kontinuierliches gleichmäßiges nahezu ideales plastisches Fließen mit einer eher geringen 
variierenden Verfestigungsrate folgt, was bei Abwesenheit hoher Porosität zu hohen Dehnungswerten 
führt [56, 65, 67, 103, 142, 143]. 
Der Hauptbeitrag zur hohen Dehngrenze ist laut Literatur die Versetzungshärtung aufgrund der hohen 
Versetzungsdichte im Zusammenhang mit der zellulären Struktur [27, 56, 65, 68, 76, 142], welche im 
folgenden Absatz ausführlich behandelt wird. Zhong et al. [85] haben aber auch den Beitrag der damit 
verbundenen Mikrosegregationen hervorgehoben. Der individuelle Beitrag dieser und weiterer mikro-
struktureller Merkmale zur Verfestigung wurde untersucht und in einigen Fällen quantifiziert [56, 65, 
68, 76]. Also sind die weiteren Beiträge zur Verfestigung nach Cui et al. [76] und Chen et al. [68] die 
Mischkristallverfestigung (bis zu 30 % der Dehngrenze), die Verfestigung aufgrund der Korngrenzen 
(bis zu 20 %), die Ausscheidungs- oder Partikelverfestigung (bis zu 7 %) und die intrinsische Verfesti-
gung aufgrund der Gitterreibung (etwa 3 %). Bei der Korngrenzenverfestigung werden sowohl HAGBs 
als auch LAGBs berücksichtigt [68]. Die Partikelverfestigung wird häufig auf der Grundlage des Oro-
wan-Mechanismus beschrieben [56, 76, 144]. Schließlich wiesen Chen et al. [68] auf die Rolle des Stick-
stoffs als möglichen Beitrag zur Verfestigung hin: die Dehngrenze von stickstofffreiem austenitischem 
nichtrostendem Stahl steigt durch die Zugabe von 1,2 % N [145, 146] von 240 MPa auf 900 MPa an. 
Die Versetzungshärtung in PBF-LB/M/316L ist zwangsläufig mit einem Mechanismus der Zellwand-
verfestigung gekoppelt, da die Zellwände im Vergleich zum Zellinneren eine lokal höhere Versetzungs-
dichte aufweisen (7,16 ± 1,19 × 1014/m2 bzw. 2,45 ± 0,81 × 1014/m2 in [76]; bis zu ≈1016 /m2 für die Zell-
wände in [65]). Wang et al. [56] zeigten die Bedeutung der Zellwandverfestigung. Unter Anwendung 
der Hall-Petch-Beziehung und unter Verwendung der Zellgröße als charakteristischen Längenparame-
ter haben sie eine Dehngrenze bestimmt, die fast 90 % des tatsächlichen Werts der Dehngrenze aus-
gemacht hat. Später wiesen Voisin et al. [65] jedoch darauf hin, dass aufgrund des bevorzugten dend-
ritischen Wachstums in der kfz-Struktur die Verwendung von Zelldurchmessern zur Skalierung der 
Dehngrenze zu einer Überschätzung führen kann, da der durchschnittliche Zelldurchmesser um fast 
50 % zunimmt, wenn er auf die {111}-Gleitebenen projiziert wird. Außerdem haben Voisin et al. [65] 
darauf hingewiesen, dass das Vorhandensein von Partikeln in den Zellwänden zu einer Verringerung 
der lokalen Partikelabstände führt, was die Versetzungsbehinderung durch den Orowan-Mechanismus 
verstärkt. In diesem Zusammenhang schätzten sie den lokalen Anstieg der Scherspannung in den Zell-
wänden auf bis zu 370 MPa. Schließlich wiesen sie die Existenz einer hohen Dichte von Stapelfehlern 
in den Zellwänden nach, die weiter zur Stärkung der Zellwände beiträgt [147-149]. Die Bedeutung von 
Stapelfehlern wurde auch in der Studie von Yin et al. hervorgehoben [141]. 
Die hohe Gleichmaßdehnung ist mit einem stetigen und fortschreitenden Mechanismus der Kaltver-
festigung verbunden, der von der hierarchisch heterogenen Mikrostruktur gesteuert wird, und bei dem 
Versetzungsgleiten, Verformungszwillinge und die Zellstruktur eine wichtige Rolle spielen [56]. Ver-
setzungsgleiten ist der dominierende Verformungsmechanismus in den frühen Phasen der Verfor-
mung [56]. Mit zunehmender Verformung nukleieren Verformungszwillinge an den HAGBs und durch-
dringen andere Zwillinge, die Zellwände und LAGBs, wodurch Zwilling-Zwilling, Versetzung-Zwilling 
und Versetzung-Zellstruktur-Interaktionen gefördert werden und somit ein einzigartiges dreidimensi-
onales Netzwerk für fortschreitende und gleichmäßige Kaltverfestigung entsteht [56]. Außerdem wird 
im Einklang mit dem beobachteten Verfestigungsverhalten angenommen, dass Versetzungen im In-
neren der Zellwände und entlang der HAGBs festgehalten werden. Shamsujjoha et al. [150] zeigten, 
dass Zwillinge vorwiegend in {111}-Ebenen parallel zur Baurichtung entstehen und dass eine höhere 
Zwillingsaktivität nachweislich mit einer höheren Duktilität zusammenhängt. In der gleichen Argu-
mentationslinie führten Yin et al. [141] und Pham et al. [151] die Duktilität auf den TWIP-Effekt (TWIP, 
engl. Twinning-Induced Plasticity) zurück, was bekannt für die konventionelle 316L-Variante ist. Dabei 
haben Yin et al. [141] die Bildung von Zwillingen bei verschiedenen Dehnungsgraden nachgewiesen und 

2 Literaturübersicht 
 
13 
 
darauf  hingewiesen,  dass  die  niedrige  SFE  und  die  große  Korngröße  ihre  Bildung  erleichtern. 
Pham et al. [151] haben das TWIP-Verhalten auf einen hohen Stickstoffgehalt zurückgeführt, da dieser 
die SFE senken kann, was zur Dissoziation von Versetzungen führt und die Entstehung von Verfor-
mungszwillinge fördert. Dryepondt et al. [32] haben berichtet, dass die verformungsinduzierte Tex-
turentwicklung ebenfalls eine Rolle bei der Erhöhung der Duktilität spielen könnte. Schließlich ist be-
kannt, dass Porosität die Duktilität verringert [83, 120, 152]. 
Das Verhalten beim Zugversuch von PBF-LB/M/316L bei erhöhten Prüftemperaturen wurde ebenfalls, 
aber in geringerem Umfang als das Verhalten bei Raumtemperatur untersucht [32, 65, 79, 85, 140, 153]. 
Dryepondt et al. und Byun et al. [32, 79] haben Zugversuche bei Raumtemperatur und zwischen 200 °C 
und 700 °C sowohl im As-Built-Zustand als auch nach verschiedenen Wärmebehandlungen durchge-
führt. In beiden Arbeiten wurde im As-Built-Zustand eine monotone Abnahme der Dehngrenze mit 
zunehmender Prüftemperatur festgestellt. Die Zugfestigkeit nahm ebenfalls ab und die Duktilität er-
reichte bei etwa 400 °C – 500 °C ein Minimum. Zhong et al. und Voisin et al. [65, 85] haben Zugversu-
che zwischen Raumtemperatur und 300 °C durchgeführt und in diesem Temperaturbereich ähnliche 
Ergebnisse wie Dryepondt et al. und Byun et al. erzielt. Akino et al. [140] haben Zugversuche bei Raum-
temperatur und 600 °C durchgeführt und berichteten über ähnliche Festigkeitskennwerte wie die bis-
her genannten Studien. Schließlich wurden bei 600 °C [32, 140] und bei 500 °C [79] gezackte Fließkur-
ven beobachtet, die in letzterem Fall auf DSA zurückgeführt wurden. Die Ergebnisse der Studien von 
Dryepondt et al. und Byun et al. [32, 79] sind in Abbildung 5-10 dargestellt und werden in 6.2.1 disku-
tiert. 
Die Ursache für die temperaturabhängige Abnahme der Festigkeitskennwerte mit ansteigender Prüf-
temperatur wurde ebenfalls untersucht. Zhong et al. [85] argumentieren, dass die für die Versetzungs-
bewegung benötigte Energie mit steigender Temperatur abnimmt, was wiederum den Pinning-Effekt 
zwischen Versetzungen innerhalb der Zellwände schwächt. Dabei wird implizit davon ausgegangen, 
dass bei höheren Prüftemperaturen die Zellstruktur und die damit verbundene Versetzungshärtung 
weiterhin den Hauptbeitrag zur Festigkeit leisten. Saeidi et al. [93] zeigten, dass nach einer Wärmebe-
handlung, die den Aufheizbedingungen vor dem Zugversuch ähnelte, die Zellstruktur zu Beginn der 
Belastung noch vorhanden war. Auf dieser Grundlage haben sie bestätigt, dass die Zellstruktur bei er-
höhten Prüftemperaturen immer noch den Hauptbeitrag zur hohen Dehngrenze leisten kann. 
Einige der zitierten Studien haben auch das Verformungsverhalten bei erhöhten Prüftemperaturen un-
tersucht. Dryepondt et al. [32] haben auf der Grundlage von post-mortem metallographischen Unter-
suchungen die Abnahme der Dehnung auf eine Änderung der Verformungsmechanismen zurückge-
führt. Während bei Raumtemperatur Verformungszwillinge beobachtet wurden und eine Wechselwir-
kung mit der Zellstruktur angenommen wurde, wurden bei höheren Prüftemperaturen kaum Zwillinge 
beobachtet, und es wurde angenommen, dass die Verformung mit Versetzungsbewegungen zusam-
menhängt. Sie haben darauf hingewiesen, dass das Verhalten typisch für 316L ist, da er eine mäßig 
niedrige Stapelfehlerenergie aufweist [32, 154]. Bei niedrigen Temperaturen kann eine gewisse Verfor-
mung durch Zwillingsbildung angenommen werden und mit steigender Temperatur wird die Verfor-
mung durch Versetzungsgleiten aufgrund der thermischen Aktivierung begünstigt. Abgesehen von der 
Zwillingsbildung haben sie vorgeschlagen, dass die verformungsinduzierte Texturentwicklung eben-
falls eine Rolle bei der Duktilität spielen könnte, da es eine experimentelle Korrelation zwischen größe-
ren Dehnungen, die bei Raumtemperatur beobachtet wurden, und einer stärkeren Texturentwicklung 
gibt. In der Studie wiesen alle verformten Proben eine starke {001} und {111}-Fasertextur auf; ein be-
kanntes Zugverhalten für kfz-Systeme, das durch Verformung durch Gleiten dominiert wird [32, 155]. 
Schließlich schließen Dryepondt et al. [32] und Byun et al. [79] nicht aus, dass das beobachtete gezack-
tes Fließen und damit DSA bei Temperaturen zwischen 300 °C und 600 °C eine Ursache für die verrin-
gerte Duktilität sein könnte, wie dies auch für die herkömmliche 316L-Variante berichtet wurde [46, 
156-158]. 

2 Literaturübersicht 
 
14 
 
2.3.2 Low-Cycle-Fatigue 
Während es mehrere Studien gibt, die sich mit der Beziehung zwischen den Zugversuchseigenschaften 
und der Mikrostruktur von PBF-LB/M/316L befassen (siehe Abschnitte 2.2 und 2.3.1), gibt es wenige 
Forschungsliteratur über das LCF-Verhalten und das damit verbundene Wechselverformungsverhal-
ten. 
Die die in der Literatur verfügbaren Studien können in zwei Gruppen eingeteilt werden. Eine Gruppe, 
die für die vorliegende Studie am relevantesten ist, umfasst Versuche, die unter Dehnungskontrolle 
durchgeführt wurden [14, 16, 104, 134, 159-162]. Eine weitere Gruppe umfasst Versuche, die unter Last-
kontrolle durchgeführt wurden und deren Ergebnisse zur Ermüdungslebensdauer in den LCF-Bereich 
fallen  bzw.  zyklische  Plastizität  aufweisen  [163-165].  Die  meisten  dieser  Studien  haben  den 
As-Built-Zustand untersucht und einige von ihnen haben sich mit den Auswirkungen der Wärmebe-
handlung [159, 161, 166-171] oder der Prozessparameter [134, 172] befasst. Bisher wurde nur in einer 
Studie über Ergebnisse bei erhöhter Prüftemperatur berichtet [16]. 
Was die Ergebnisse bei Raumtemperatur betrifft, haben Pelegatti et al. [14] über ähnliche Ermüdungs-
lebensdauer wie die der auch von ihnen geprüften konventionell hergestellten Variante [45] berichtet. 
Darüber hinaus haben sie einen Vergleich mit den neuesten Literaturdaten vorgenommen und die ähn-
lichsten Ergebnisse stammten von Yu et al. [104]. Es wurden ausschließlich leichte Unterschiede bei 
den höchsten und niedrigsten Dehnungsamplituden aufgrund von Unterschieden bei den plastischen 
Dehnungskomponenten und der Porosität festgestellt, was sich auch in den zyklischen Spannungs-
Dehnungs-Kurven widergespiegelt hat [14]. Der Unterschied zu den Literaturdaten wurde im Allgemei-
nen auf mehrere Einflussfaktoren zurückgeführt, die sich aus Unterschieden bei der Versuchsplanung 
und -durchführung ergaben. Die Notwendigkeit einer Standardisierung des Verfahrens zur Charakteri-
sierung der Ermüdungseigenschaften wurde hervorgehoben. 
Hinsichtlich des Wechselverformungsverhaltens beobachteten sowohl Pelegatti et al. als auch Yu et al. 
[14, 104] eine leichte Anfangsverfestigung in den ersten Zyklen, der einer kontinuierlichen zyklischen 
Entfestigung bis zum Versagen folgte, ohne dabei einen stabilisierten Zustand zu erreichen. Das nicht 
stabilisierte Wechselverformungsverhalten war ähnlich zu den Ergebnissen bei der konventionellen Va-
riante [38, 173]. Insgesamt ist ein klares Verständnis der mikrostrukturellen Entwicklung und der zu-
grunde  liegenden  Ursachen  des  zyklischen  Wechselverformungsverhaltens  von  As-Built 
PBF-LB/M/316L bei Raumtemperatur bis heute nicht erreicht worden. Obwohl einige Studien mikro-
strukturelle Untersuchungen durchgeführt haben, stützen sich die meisten Interpretationen auf das 
vorhandene Wissen über die konventionelle Variante. Yu et al. [104] haben die Bildung von Verset-
zungsstrukturen in Form von Zellwänden nach dem Versagen beobachtet, wie sie auch bei der konven-
tionell hergestellten Variante im zyklischen Zustand vorhanden sind. Sie führten die kontinuierliche 
zyklische Entfestigung auf die anfänglich hohe Versetzungsdichte und eine Ablösung der Versetzun-
gen von den Zellwänden zurück. Die Anfangsverfestigung könnte laut Yu et al. mit der Bildung von 
persistenten Gleitbändern und der Zellstruktur korrelieren [36, 104, 174, 175]. Diese Autoren haben auch 
darauf hingewiesen, dass die Umlagerung von Versetzungen und die mikrostrukturelle Entwicklung 
stark mit der Stapelfehlerenergie zusammenhängen kann [104]. 
In einer Reihe von kraftgeregelten Studien bei Raumtemperatur haben Cui et al. [163, 166, 167] die bes-
sere Performance von PBF-LB/M/316L im Vergleich zu z. B. der konventionell hergestellten Variante 
[163] oder zu der wärmebehandelten Variante [166, 167] auf die Zellstruktur und ihre Fähigkeit zurück-
geführt, die Versetzungsbewegung zu blockieren. Demnach unterdrückt die Zellstruktur die Bildung 
welliger Gleiteigenschaften wie eine zelluläre Versetzungsstruktur, fördert ein verbessertes planares 
Gleiten, welches die Dehnungslokalisierung verzögert und die Rissbildung verhindert [163]. In [167] ha-
ben sie gezeigt, dass gegen Ende der Ermüdungslebensdauer die Zellstruktur die Bildung von Nano-

2 Literaturübersicht 
 
15 
 
zwillingen fördert und kontinuierlich mit Versetzungen interagieren kann. Demnach lautet ihre Argu-
mentation, dass die Zellstruktur die Bildung eines massiven Zwilling-Zwilling-, Zwilling-Versetzung- 
und Versetzung-Zellstruktur 3D-Netzwerks ermöglicht, das die Versetzungsbewegung behindert. Die 
in dieser Studie untersuchten As-Built, wärmebehandelten sowie konventionell hergestellten 316L-Va-
rianten wiesen jedoch unterschiedliche Dehngrenzen auf. Daher führt die kraftgeregelte Art der Prüf-
kampagne zu bei der gleichen aufgebrachten Last unterschiedlichen Beträgen der Gesamt- und der 
plastischen Verformung in Abhängigkeit vom Materialzustand. Diese unterschiedlichen effektiv ent-
wickelten Dehnungen könnten eine alternative Erklärung für die in ihrer Arbeit beobachteten unter-
schiedlichen Verformungsmechanismen und Ermüdungslebensdauer sein. 
Das Versagensverhalten wurde ebenfalls von einigen der zitierten Autoren untersucht. Pelegatti et al. 
[14] haben als Rissinitiierungsstellen halbkugelförmige aus Gaseinschlüssen entstehende Poren und 
Bindefehler in der Nähe der Oberfläche beobachtet. In der Studie von Yu et al. [104] waren nichtleitende 
Einschlüsse an der Oberfläche, die vermutlich durch Verunreinigungen in der Baukammer während des 
Druckvorgangs entstanden sind, die Hauptursachen für die Rissbildung. In beiden Studien wurde auf 
der Grundlage fraktografischer Beobachtungen berichtet, dass die Rissausbreitung transgranularer Na-
tur war und es wurden sowohl Schwingstreifen als auch Sekundärrisse beobachtet [14, 104]. Die Se-
kundärrisse wurden auf Ablösungen an den Schmelzbadgrenzen oder auf Risse zurückgeführt, die von 
Ebenen unterhalb der Bruchfläche ausgingen [14]. Kluczyński et al. [134] haben hervorgehoben, dass 
der PBF-LB/M/316L eine komplexere Bruchmorphologie als die konventionell hergestellte Variante hat, 
welche eine ausgeprägte Schichtstruktur und Risse auf mehreren Ebenen aufweist. In der Studie von 
Cui et al. [167] war die Rissinitiierungsstelle frei von Schwingstreifen, wies eine Facette auf und die 
Rissausbreitungszone war hauptsächlich durch Streifen gekennzeichnet, die durch das zyklische Vo-
ranschreiten des Risses entstanden sind. Schließlich wurden bei der Analyse von Schliffen in [104] Ver-
formungszwillinge nachgewiesen, die bei der kleinsten Dehnungsamplitude nur an der Rissspitze auf-
traten. Es wurde angenommen, dass die Verformungszwillinge die Rissausbreitung behindern, mit der 
lokalen Spannungskonzentration korrelieren und eine Rolle bei der Plastizität spielen. 
Bei  erhöhten  Prüftemperaturen  führten  Chen  et  al.  [16]  dehnungskontrollierte  Versuche  an 
PBF-LB/M/316L  im  As-Built-Zustand  sowie  an  kaltgewalztem  lösungsgeglühtem  316L  bei  550 °C 
durch. Im Vergleich zur konventionell hergestellten Variante zeigte die PBF-LB/M/316L-Werkstoffva-
riante längere Ermüdungslebensdauer vor allem bei den kleineren Dehnungsamplituden. Außerdem 
war insgesamt die Spannungsamplitude bei der PBF-LB/M/316L-Variante höher, was auf eine höhere 
zyklische Festigkeit hinweist. Darüber hinaus hat die PBF-LB/M/316L eine geringere Übergangslebens-
dauer, 𝑁𝑇, aufgewiesen, wie dies auch bei Raumtemperatur der Fall ist, wenn man die veröffentlichten 
Ergebnisse von Pelegatti betrachtet [14, 45]. 
In Bezug auf das Wechselverformungsverhalten zeigt die PBF-LB/M/316L-Variante bei erhöhten Prüf-
temperaturen ein stabileres Verhalten als die konventionell hergestellte Variante, das durch ein zykli-
sches Entfestigungsverhalten und eine Anfangsverfestigung in wenigen Zyklen bei den höchsten Deh-
nungsamplituden (0,8 % und 1,0 %) gekennzeichnet ist, wie dies bei Raumtemperatur der Fall ist [14, 
104]. Der Grad Entfestigung hat eine Abhängigkeit von der Dehnungsamplitude gezeigt. Nach Chen et 
al. [16] liegt die Ursache der Entfestigung auf folgenden Aspekten der mikrostrukturellen Entwicklung: 
(i) Vergröberung der Zellstruktur, (ii) Texturentwicklung, (iii) Abnahme der geometrisch notwendigen 
Versetzungen (GND, engl. Geometrically Necessary Dislocation) und iv) Abnahme der Anzahl der Klein-
winkelkorngrenzen. Interessanterweise war die mikrostrukturelle Entwicklung bei höheren Dehnungs-
amplituden deutlicher zu erkennen, was im Gegensatz zu den geringeren Graden der Entfestigung 
stand. Die Anfangsverfestigung wird auf die größere plastische Verformung bei höherer Dehnungs-
amplitude zurückgeführt. Schließlich wurde gezeigt, dass PBF-LB/M/316L kein Masing-Verhalten auf-
weist, was darauf hindeutet, dass die Entwicklung der Mikrostruktur von der Dehnungsamplitude ab-
hängt [16, 176, 177]. 

2 Literaturübersicht 
 
16 
 
Was das Versagen bei erhöhter Prüftemperatur angeht, so waren in der Arbeit von Chen et al. [16] die 
Rissinitiierungsstellen meist Bindefehler, aber es wurde auch Rissinitiierung an der Oxidationsschicht 
beobachtet. Auf der Bruchfläche wurden grobe Streifen und Sekundärrisse beobachtet. Die Abstände 
der groben Streifen nahmen mit zunehmender Dehnungsamplitude zu, was auf die Ausdehnung des 
plastischen Bereichs pro Zyklus aufgrund der höheren Dehnungsamplitude und der kontinuierlich ab-
nehmenden Festigkeit zurückgeführt wurde. Die mehrfache Rissbildung wurde auf Bindefehler zurück-
geführt. Schließlich haben die Autoren vorgeschlagen, dass die Rissausbreitung einfacher ist, wenn die 
Rissfront parallel zur Aufbaurichtung verläuft, da der Riss während der Ausbreitung auf weniger Korn-
grenzen trifft und das damit verbundene „Klettern von Korngrenzen“, das sich in stufenförmigen Merk-
malen auf der Bruchoberfläche widerspiegelt, verringert wird. 
2.3.3 Kriechen 
Ähnlich wie das LCF-Verhalten (siehe Abschnitt 2.3.2) ist auch das Kriechverhalten von PBF-LB/M/316L 
im Vergleich zur Mikrostruktur und den Zugeigenschaften bis dato eher wenig untersucht worden 
(siehe Abschnitte 2.2 und 2.3.1). 
Die meisten der bisher veröffentlichten Studien konzentrieren sich auf den As-Built-Zustand. Die Aus-
wirkungen der Orientierung der Proben bezüglich der Aufbaurichtung sowie der Prozessparameter auf 
die Schädigung und Verformungsmechanismen wurden dabei berücksichtigt. Li et al. [178] haben über 
Kriechversuche  bei  Temperaturen  von  550 °C,  600 °C  und  650 °C  berichtet.  Sie  haben  sowohl 
PBF-LB/M/316L als auch konventionell hergestelltes 316H untersucht. Williams et al. [119] haben dop-
pelt gekerbte Prüfkörper bei 650 °C unter multiaxialen Belastungsbedingungen geprüft. Yoon et al. 
[179] haben kleine Prüfkörper (3 mm Durchmesser, 22,5 mm Messlänge) bei 650 °C geprüft. Jong et al. 
[180] haben Small-Punch-Kriechversuche bei 650 °C durchgeführt. 
Bei einem groben Vergleich mit den Literaturdaten der konventionell hergestellten 316L-Variante, sind 
die bisher berichteten Bruchzeiten bei der PBF-LB/M/316L-Variante kürzer [119, 178, 179]. In Bezug auf 
die Kriechverformung haben Li et al. [178] vorgeschlagen, dass die Zellstruktur die Spannungsabhän-
gigkeit der Kriechrate beeinflusst. Sie wiesen darauf hin, dass sie die Fähigkeit der Versetzungsmulti-
plikation begrenzt, was dazu führt, dass die minimale Kriechrate in kurzer Zeit erreicht wird. 
Im  Hinblick  auf  das  Schädigungsverhalten  können  auch  weitere  mikrostrukturelle  Merkmale  das 
Kriechverhalten beeinflussen [119, 178, 179]. Yoon et al. [179] haben das Auftreten von Rissbildung an 
Korngrenzen beobachtet. Williams et al. [119] berichten über große transgranulare Risse und interkris-
talline Kriechmikrorisse, die offenbar hauptsächlich durch Bindefehler und in geringerem Maße durch 
Gasporosität entstanden sind. Es wurde angenommen, dass die interkristallinen Mikrorisse ein Produkt 
des Zusammenwachsens von Kriechhohlräumen an den Korngrenzen sind, die an sowohl senkrecht als 
auch nahezu parallel zur Aufbaurichtung verlaufenden Korngrenzen beobachtet wurden. Der endgül-
tige transgranulare Bruch war auf die Verzweigung und Verknüpfung der Mikrorisse durch mehrere De-
fekte und über mehrere Ebenen hinweg zurückzuführen. Das untersuchte Material hatte einen Defekt-
volumenanteil von weniger als 0,5 %. In der Arbeit von Li et al. [178] war die Entstehung von Rissen an 
Korngrenzen der dominierende Versagensmechanismus. Die Körner waren sehr langgestreckt und die 
Risse sind hauptsächlich entlang der Korngrenzen senkrecht zur Belastungsrichtung gewachsen. Es 
wurden einige große Risse gemischt mit einer hohen Dichte von Mikrorissen festgestellt, die an den 
Korngrenzen verteilt waren. Der Volumenanteil der Defekte in der untersuchten Region betrug 0,1 %, 
wobei er zur Mitte hin höher und konzentrierter war (0,18 %). 
2.4 PBF-LB/M/316L: Effekt der Wärmebehandlung 
Erhöhte Temperaturen, die über einen längeren Zeitraum gehalten werden, können Veränderungen in 
der Mikrostruktur von PBF-LB/M/316L verursachen. Die Veränderungen können jedes der im Abschnitt 

2 Literaturübersicht 
 
17 
 
2.2 vorgestellten Mikrostrukturmerkmale betreffen. Dieses Phänomen kann grundsätzlich während ei-
ner Wärmebehandlung oder der Aufheizphase vor der Versuchsdurchführung bei erhöhten Prüftempe-
raturen auftreten. Die mikrostrukturellen Veränderungen wirken sich auf die mechanischen Eigen-
schaften aus. In diesem Abschnitt werden im Abschnitt 2.4.1 die aktuellsten Erkenntnisse über die 
Auswirkungen von Wärmebehandlungsverfahren auf die PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur und im Ab-
schnitt 2.4.2 auf die Härte sowie auf die Zug-, LCF- und Kriecheigenschaften dargestellt. 
Ausgehend von den Kenntnissen über die Wärmebehandlung der konventionell hergestellten 316L-Va-
riante haben mehrere Studien die Auswirkungen verschiedener Wärmebehandlungsstrategien auf die 
Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften von PBF-LB/M/316L untersucht [32, 65, 69-71, 77, 
79, 81, 83, 89, 97, 123, 126-128, 133, 135, 140, 142, 159-161, 169, 170, 181-188]. Bei der konventionell her-
gestellten 316L-Variante werden zwei Arten von Wärmebehandlungen angewendet: Lösungsglühen 
und Spannungsarmglühen. Das Lösungsglühen wird in der Regel zwischen 1010 °C und 1120 °C durch-
geführt, um die Karbide im Austenit-Mischkristall aufzulösen, gefolgt von einem Abschrecken (z. B. in 
Wasser), um die Karbidbildung zu unterdrücken [29, 30, 59]. Der empfohlene Temperaturbereich für 
das Spannungsarmglühen liegt zwischen 230 °C und 400 °C für bis zu mehreren Stunden, was zu mi-
nimalen mikrostrukturellen Veränderungen führt [29, 59]. Höhere Temperaturen als 400 °C führen zu 
einem ausgeprägteren Spannungsabbau, können aber gleichzeitig andere mikrostrukturelle Merkmale 
beeinträchtigen [29, 59]. Laut ASM International ist beim geschweißten 316L eine Wärmebehandlung 
bei Temperaturen über 870 °C erforderlich, um eine deutliche Relaxation der Eigenspannungen zu er-
reichen [30, 115]. 
2.4.1 Einfluss auf die Mikrostruktur 
In den Studien, die die Auswirkungen verschiedener Wärmebehandlungsstrategien auf die Mikrostruk-
tur von PBF-LB/M/316L untersucht haben [32, 65, 69, 71, 77, 79, 81, 83, 89, 97, 127, 128, 133, 135, 169, 
181-183], reichen die Temperaturen von 300 °C [133] bis 1400 °C [181] und die Dauer von 6 min [183] bis 
100 h [182], wobei die häufigste Dauer 1 h oder 2 h beträgt. Tabelle A1 im Anhang A stellt eine Übersicht 
über  die aktuellsten  Studien und  die  kritischen Wärmebehandlungstemperaturen für  ausgewählte 
mikrostrukturelle Merkmale dar. 
Insgesamt verliert die Zellstruktur bei Wärmebehandlungstemperaturen um die 800 °C an Stabilität 
[59, 65, 69, 97, 181]. In einigen Studien wurde jedoch Instabilität bei 650 °C / 2 h oder 900 °C / 15 min, 
keine Veränderungen bei 800 °C / 6 min bzw. 15 min oder nur eine Abnahme der Versetzungsdichte an 
den Zellwänden bei 1100 °C / 1 h festgestellt [71, 93, 135]. Diese Variabilität zwischen einzelnen Studien 
ist wahrscheinlich auf die mikrostrukturellen Unterschiede im Ausgangszustand sowie auf verschie-
dene Wärmebehandlungsbedingungen zurückzuführen [59]. Der Begriff „Stabilität der Zellstruktur“ 
bezieht sich sowohl auf die Versetzungen als auch auf die Mikrosegregationen an den Zellwänden. 
Veränderungen wie die Vergröberung des Durchmessers der gerichteten Zellen, die Verringerung der 
Versetzungsdichte an den Zellwänden, die Veränderung der Versetzungsart oder die Verringerung der 
Zellwanddicke werden als Anzeichen für einen Stabilitätsverlust angesehen [65, 69, 97, 181]. Li et al. 
[69] haben beispielsweise detailliert über die Entwicklung verschiedener Aspekte der Zellstruktur nach 
verschiedenen  Wärmebehandlungen  berichtet.  Alle  Wärmebehandlungen  hatten  eine  Dauer  von 
1 Stunde. Die mittlere Zellgröße hat sich nach Wärmebehandlungen bei 650 °C und 750 °C verringert, 
bei 800 °C vergröbert und ist nach Wärmebehandlung bei 900 °C unverändert geblieben. Die Zellwand-
dicke nahm nach Wärmebehandlung bei 650 °C zu und bei 750 °C und 800 °C ab. Nach Wärmebehand-
lung bei 900 °C wurden die verknäulten Versetzungen in den Zellwänden durch regelmäßige Verset-
zungsanordnungen ersetzt, welche dünne Sub-Grenzen gebildet haben. Nach den Wärmebehandlun-
gen bei 800 °C und 900 °C wurden nur wenige Versetzungen im Zellinneren beobachtet. Was die Mik-
rosegregationen betrifft sind nach den Wärmebehandlungen bei 650 °C und 750 °C nur minimale Ver-
änderungen aufgetreten. Nach einer Wärmebehandlung bei 800 °C wurden sie weniger deutlich und 

2 Literaturübersicht 
 
18 
 
bei 900 °C nicht mehr festgestellt. Yu et al. [159] haben auf der Grundlage von Neutronenbeugungsex-
perimenten nahegelegt, dass sich die chemische Heterogenität an den Zellwänden nach einer Wärme-
behandlung  bei  600 °C / 4 h  glättet.  Eine  vollständige  Auflösung  der  Zellstruktur  wurde  bei 
800 °C / 5 h  [32],  850 °C / 2 h  [128],  1050 °C/ 1 h  [69,  79],  1000 °C/ 1 h [65],  1200 °C/ 1 h [97]  oder 
1100 °C/ 5 min  [181] beobachtet. 
Wärmebehandlungen, bei denen die Zellstruktur vollständig aufgelöst wird, führen häufig zu weiteren 
signifikativen Veränderungen der Mikrostruktur einschließlich des Auftretens von Rekristallisation, 
welche zu einer Mikrostruktur führen kann, die der der konventionell hergestellten 316L-Variante sehr 
ähnelt. Der Mechanismus der Rekristallisation wurde ebenfalls bereits untersucht, und Einzelheiten 
sind z. B. in den Referenzen [78, 86] zu finden. Zu den wichtigsten mikrostrukturellen Veränderungen 
gehören die Entwicklung der Kornmorphologie [65, 69, 83, 89], das Auftreten von Rekristallisations-
zwillingen [83, 97] oder Veränderungen der Volumendichte von LAGBs [65, 135, 181]. Häufig berichtete 
Wärmebehandlungen,  die  diese  Veränderungen  verursachen,  sind  z. B.  1050 °C / 1 h  [69,  126], 
1100 °C / >30 min [128, 181] und 1200 °C / 1 h [77, 97]. In der Studie von Voisin et al. [65] wurden durch 
die Wärmebehandlung bei 1200 °C / 1 h alle PBF-LB-typischen Mikrostrukturmerkmale entfernt und 
eine eher konventionelle Mikrostruktur erzeugt. In einer anderen neueren Studie wurde eine Rekristal-
lisation von 95 % nach 8 Stunden bei 1150 °C festgestellt [86]. 
Neben den Veränderungen in der Zellstruktur und den mit Rekristallisationsprozessen verbundenen 
Veränderungen kann sich auch die kristallographische Textur bei der Wärmebehandlung verändern, 
was von der Dauer der Wärmebehandlung abhängig und nach der Rekristallisation stärker ausgeprägt 
zu sein scheint [86, 97]. Darüber hinaus können sich auch die Schmelzbadgrenzen nach der Wärmebe-
handlung auflösen [69, 83, 97, 128]. 
Die Wärmebehandlung kann auch zur Umwandlung vorhandener Partikel oder Phasen und zur Bildung 
zusätzlicher Phasen führen [69, 70, 77, 79, 81, 181, 183], oder die Größe, den Gehalt oder die Verteilung 
von Partikeln beeinflussen [65, 69, 70, 78, 89, 181]. In der Studie von Voisin et al. [65] blieben die Parti-
kel bei allen Wärmebehandlungstemperaturen (bis zu 1200 °C) hinsichtlich ihrer Zusammensetzung 
reich an Si-O-Mn. In ähnlicher Weise haben Krakhmalev et al. [71] berichtet, dass die Partikel stabil sind 
und nach einer Wärmebehandlung bis 1050 °C / 15 min weder zusammenwachsen noch ihre Form ver-
ändern. In der Studie von Yin et al. [70] wurde nach 700 °C / 100 h keine sichtbare Vergröberung und 
Umverteilung der Partikel beobachtet. Im Gegensatz zu den zuvor erwähnten Fällen, in denen die Par-
tikel eher stabil waren, berichten die meisten der untersuchten Studien sowohl von Veränderungen als 
auch davon, dass einzelne Unterschiede in der Partikelentwicklung durch die Variationen in der anfäng-
lichen Mikrostruktur und Chemie infolge des Fertigungsprozesses beeinflusst werden könnten [69, 89]. 
Voisin et al. [65] haben berichtet, dass nach Wärmebehandlung bei 1000 °C die Partikel größer werden, 
während ihre Anzahl abnimmt und einige Partikel sichtbar verlängert sind. In den Untersuchungen von 
Byun et al. und Li et al. [69, 79] haben sich die Oxidpartikel nach der Wärmebehandlung bei 1050 °C / 1 h 
von Si-Mn(-Al-Cr)-reichen Oxiden zu Cr-Mn-reichen Oxiden mit minimalem oder keinem Si verändert. 
In der Studie von Li et al. [69] vergröberten die Partikel nach 800 °C / 1 h und es haben sich Mo-reiche 
Ausscheidungen gebildet; nach 900 °C / 1 h lösten sich die Oxidpartikel nahezu auf. Yan et al. [77] ha-
ben in-situ beobachtet, dass sich die Partikel bei 1200 °C / 1 h in stabile MnCr2O4-Spinellpartikel umge-
wandelt haben. Kong et al. [126] haben festgestellt, dass die Partikel kleiner wurden und der Gehalt an 
Si und Mn nach 1050 °C / 30 min abgenommen hat. Chao et al. [181] berichteten über eine erhebliche 
Vergröberung der Partikel bei Wärmebehandlung insbesondere bei langen Dauern und hohen Tempe-
raturen z. B. 1100 °C / 8 h und 1400 °C / 10 min. Pinto et al. [78] haben die Vergröberung der Partikel 
auf ihre lokale Interaktion mit der Rekristallisationsfront zurückgeführt. 
Als Ergänzung zu den in den vorigen Absätzen dargestellten typischen Veränderungen der Mikrostruk-
tur des As-Built-Werkstoffzustands von PBF-LB/M/316L nach Wärmebehandlung zeigt Abbildung 2-2 

2 Literaturübersicht

beispielhaft ausgewählte Ergebnisse aus der Arbeit von Voisin et al. [65], bei der eine 90°-Rotation der

Laser-Pfade zwischen einzelnen Schichten erfolgte. Dabei sind typische Veränderungen der

PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur in Bezug auf Kornmorphologie, Textur, Zellstruktur und Partikel bei ver-

schiedenen Wärmebehandlungstemperaturen dargestellt. Abbildung 2-2a zeigt IPF-Karten (IPF: in-

verse Polfigur, engl. Inverse Pole Figure) und Polfiguren. Die Kornmorphologie scheint bis 800 °C stabil

zu bleiben. Die Textur scheint wenig betroffen zu sein und verändert sich merklich nur in ihrer

{001}-Komponente (parallel zu den Scan-Vektoren). Abbildung 2-2b zeigt HAADF-STEM-Abbildungen

bei zwei Vergrößerungen. Die Zellstruktur verliert Stabilität ab 800 °C. Bei 1000 °C ist sie fast ver-

schwunden. Nur wenige Versetzungen verbleiben entlang der ursprünglichen Zellwände. Bei 1200 °C

bestehen keine Reste mehr von der PBF-LB-Mikrostruktur auf dieser Skala. Ab 1000 °C sind die Partikel

größer und länglicher geworden und haben sich demnach vermutlich von Rhodonit zu Spinel Partikel

umgewandelt [65].

Hinsichtlich der Phasenbildung und -umwandlung haben Saeidi et al. [183] über die Bildung von Ferrit

nach 1100 °C, 1400 °C / 6 min Wärmebehandlungen berichtet. Dryepondt et al. [32] haben Cr , Mo reiche

Ausscheidungen nach Wärmebehandlung bei 800 °C / 5 h beobachtet [32] und Yin et al. [70] haben

eine Reihe interessanter mikrostruktureller Veränderungen dokumentiert. Zu diesen Veränderungen

gehören: (i) Karbidausscheidung (M23C6) und Cr-Verarmung an den HAGBs zusammen mit der Bildung

von feinen Ausscheidungen, die als Mo3Si-Silizide identifiziert wurden und kontinuierlich auf den

HAGBs zwischen den (größeren) Karbiden bei 700 °C / 100 h verteilt waren, und (ii) Keimbildung und

Wachstum der σ-Phase bei 800 °C. Dabei bildeten sich innerhalb von 30 Minuten Keime der σ-Phase

sowohl auf den HAGBs als auch auf den Zellwänden. Nach 100 Stunden betrug der Volumenanteil etwa

das Zehnfache des Volumens von der konventionell hergestellten 316L-Variante und nach einer Lang-

zeit-Wärmebehandlung (> 100 Stunden) bildeten sich durch Ostwald-Reifung sehr große σ-Phasen-

teilchen entlang der HAGBs. Die Keimbildung und das Wachstum der σ-Phase sind schneller als bei der

konventionell hergestellten 316L-Variante mit und ohne Kaltverformung verlaufen.

2 Literaturübersicht 
 
20 
 
 
Abbildung 2-2. Auswirkung der Wärmebehandlungstemperatur auf die PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur. 
a) IPF-Karten  und Polfiguren, b) Zellstruktur nach Wärmebehandlungen bei verschiedenen Tempera-
turen (i-iv), wobei HAADF-STEM-Abbildungen bei zwei Vergrößerungen an Proben gezeigt werden, die 
bei 600, 800, 1000 bzw. 1200 °C wärmebehandelt wurden. Die Abbildung wurde aus Bildern aus der 
Arbeit von Voisin et al. [65] entnommen mit Genehmigung durch © 2020 Acta Materialia Inc. Published 
by Elsevier Ltd. All rights reserved reproduziert. 
Schließlich kann die Wärmebehandlung auch die Eigenspannungen und deren Verteilung verändern 
[100, 181, 187]. Chao et al. [181] haben über einen mäßigen bis vollständigen Spannungsabbau von 24 %, 
65 % und ~ 90 % nach Wärmebehandlungen bei 400 °C, 650 °C / 2 h und 1100 °C / 5 min berichtet. In 
der Studie von Williams et al. [100] hat die Wärmebehandlung bei 700 °C / 2 h die Spitzeneigenspan-
nungen um etwa 10 % bei einer vertikalen Probe und um 40 % bei einer horizontalen Probe verringert. 
Yu et al. [159] beobachteten eine Eigenspannungsrelaxation von ca. 46 % in der Aufbaurichtung nach 
Wärmebehandlung bei 600 °C / 4 h. Die Relaxation wurde durch die Analyse der Härteergebnisse und 
Halbwertsbreite rationalisiert und Eigenspannungen vom Typ II und Typ III zugeschrieben, bei denen es 
sich um die Eigenspannungen auf der Korn- bzw. Gitterskala handelt. 
2.4.2 Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften 
Einige Autoren haben neben den Veränderungen der Mikrostruktur von PBF-LB/M/316L auch die Ent-
wicklung ausgewählter mechanischer Eigenschaften nach Wärmebehandlung beschrieben. Die meis-
ten der bisherigen Studien konzentrierten sich auf die Härte und die Eigenschaften beim Zugversuch 
bei Raumtemperatur [65, 70, 83, 123, 126-128, 133, 135, 140, 142, 169, 170, 181-188]. Nur wenige Studien 
haben über die Auswirkungen auf die Zugversuchseigenschaften bei erhöhter Temperatur [32, 79, 140], 
die LCF [159-161] oder die Kriecheigenschaften [69] berichtet. 
Die Härte variiert nach Wärmebehandlung [59, 70, 123, 127, 128, 142, 170, 182, 184, 185]. Laleh et al. [59] 
haben einige der in der Literatur vorhandenen Daten für PBF-LB/M/316L bis heute kartiert. Trotz der 
Streuung in den Daten gibt es eine Tendenz zu einer geringeren Härte nach Wärmebehandlungen ober-
halb von 800 °C. Weitere Literatur zu PBF-LB/M/316L, die von Laleh et al. nicht berücksichtigt wurde, 
deckt sich ebenfalls mit dieser Tendenz [70, 126, 128, 182]. Dieser Härteabfall oberhalb von 800 °C fällt 

2 Literaturübersicht 
 
21 
 
mit der Stabilitätsschwelle der Zellstruktur zusammen, die im vorherigen Abschnitt erwähnt wurde, 
was darauf hindeutet, dass die Zellstruktur und die damit verbundene hohe Versetzungsdichte an den 
Zellgrenzen ein wichtiger Beitrag für die Härte leistet. Yin et al. [70] haben gezeigt, dass eine Lang-
zeit-Wärmebehandlung bei 600 °C (100 h) weder die Zellstruktur noch die Härte beeinflusst hat, die 
ziemlich konstant bei 230 HV blieb, während eine Wärmebehandlung bei 700 °C / 100 h eine veränderte 
Zellgröße und etwas niedrigere Härte (221 HV) ergeben hat. Yan et al. [77] haben den individuellen Bei-
trag der Korngröße, der Versetzungshärtung und der Orowan-Verfestigung durch Partikel begründet, 
indem sie eine Wärmebehandlung bei 1200 °C für verschiedene Dauer zusammen mit mikrostrukturel-
len Untersuchungen durchgeführt haben. Obwohl In dieser Studie auch die Vergröberung der Partikel 
und die Korngrenzen vor allem nach längeren Einwirkungszeiten eine Rolle gespielt haben, wurde der 
stärkste Abfall der Mikrohärte nach 30 Minuten festgestellt und hängte mit der Abnahme der Verset-
zungsdichte zusammen. Ein ähnliches Ergebnis wurde von Saeidi et al. [93] nach Wärmebehandlung 
bei 800 °C / 6 min berichtet. 
Der Einfluss von Wärmebehandlungen auf die Zugversuchseigenschaften von PBF-LB/M/316L wurde 
bis dato hauptsächlich bei Raumtemperatur untersucht [65, 83, 126, 127, 133, 135, 140, 169, 170, 181, 183, 
186-188]. Laleh et al. und Voisin et al. [59, 65] haben einige der bisher vorliegenden Literaturdaten für 
PBF-LB/M/316L erfasst. Dort wurde wie im Fall der Härte eine Tendenz zu niedrigeren Dehngrenzen 
oberhalb von 800 °C festgestellt, die mit dem Beginn der Instabilität der Zellstruktur zusammenfällt, 
was ihren entscheidenden Beitrag dazu bestätigt. Weitere überprüfte Daten, die in der Studie von 
Laleh et al. nicht enthalten sind, stimmen ebenfalls gut mit dieser Tendenz überein [32, 79, 83, 97, 135, 
140, 186]. Ausnahmen bilden ausschließlich die Arbeiten von Dryepondt et al. und Byun et al. [32, 79], 
bei denen bereits nach 600 °C / 5 h bzw. 650 °C / 1 h Wärmebehandlung trotz unveränderter Zellstruk-
tur eine Abnahme der Dehngrenze beobachtet wurde. Diese Abnahme war jedoch gering im Vergleich 
zu der beobachteten Abnahme nach einer Wärmebehandlung bei höheren Temperaturen. 
Bezüglich der Verformungskennwerte weisen die von Laleh et al. [59] sowie die für diese Arbeit zusätz-
lich überprüften Daten [32, 79, 140] eine größere Streuung als die Daten bei der Dehngrenze auf und 
überschneiden sich größtenteils mit den Werten des As-Built-Zustands. Es gibt keine eindeutige Ab-
hängigkeit von der Wärmebehandlung und es ist nicht immer klar, welcher Kennwert angegeben wird. 
In ausgewählten Fällen hat die Wärmebehandlung über 800 °C zu einer Erhöhung der Bruchdehnung 
auf Kosten von Festigkeit und Härte geführt [32, 59, 65, 79]. 
Die Zugfestigkeit folgt im Allgemeinen nicht derselben Tendenz wie die Dehngrenze: sie bleibt nach 
Wärmebehandlungen unterhalb von 1000 °C entweder ziemlich stabil oder zeigt nur geringe Verände-
rungen. Oberhalb davon nimmt sie deutlich ab [32, 65, 79, 133]. In Übereinstimmung mit den Werten 
der Dehngrenze und der relativ konstanten Zugfestigkeit ändert sich auch der Verfestigungsquotient 
nach der Wärmebehandlung. Während er im As-Built-Zustand eher wenig schwankt, nimmt er nach 
Wärmebehandlungen -meist bei Temperaturen über 600 °C- nach dem Fließen kontinuierlich ab [65, 
97, 127, 135, 186]. 
Insgesamt führen Wärmebehandlung bei niedrigeren Temperaturen dazu, dass eine gute Kombination 
aus Festigkeit und Duktilität erhalten bleibt. Wird sie bei Temperaturen ≥ 800 °C durchgeführt (und 
die Zellstruktur zu verschwinden beginnt), gehen die Zugversuchseigenschaften allmählich in Richtung 
der für die konventionell hergestellte 316L-Variante übliche Werte über, wie Voisin et al. gezeigt haben 
[65]. 
Die Wärmebehandlung von PBF-LB/M/316L beeinflusst auch die Zugversuchseigenschaften bei erhöh-
ten Temperaturen [32, 79, 140] sowie das LCF- [159-161] und Kriechverhalten [69]. Dabei ist die Auswir-
kung der Wärmebehandlung auf das LCF- und das Kriechverhalten bisher die, die am wenigsten um-
fassend untersucht wurde. In dieser Arbeit wird nur das Kriechverhalten nach der Wärmebehandlung 
untersucht. Daher wird im Folgenden nur die darauf bezogene Forschung zusammengefasst. 

2 Literaturübersicht

Die Auswirkung einer Wärmebehandlung auf das Kriechverhalten von PBF-LB/M/316L wurde bisher

nur von Li et al. [69] beschrieben. Sie haben Wärmebehandlungen bei verschiedenen Temperaturen für

jeweils 1 h durchgeführt. Die Bruchzeit stieg nach der Wärmebehandlung bei 650 °C an und nahm dann

mit steigender Wärmebehandlungstemperatur bis 900 °C ab, wobei die Zellstruktur noch vorhanden

war. Nach der Wärmebehandlung bei 1050 °C, bei der sich die Zellstruktur vollständig auflöste, ist die

Bruchzeit wieder leicht angestiegen. Die minimale Kriechrate und die Kriechdehnung folgten einem

entgegengesetzten Trend. Die Wärmebehandlungen bei Temperaturen über 650 °C haben sich stark

auf das primäre und sekundäre Kriechen ausgewirkt, hatten aber nur minimale Auswirkungen auf das

tertiäre Kriechen. Während nach Wärmebehandlungen bei 650 °C und 1050 °C die Kriechdehnung in der

tertiären Kriechphase um etwa 10 % abnahm, hat sie sich nach Wärmebehandlungen bei 700 °C und

bis 900 °C nicht stark verändert, und die Änderung der Kriechduktilität war hauptsächlich eine Folge

der Änderungen der primären und sekundären Kriechdehnung. Die Wärmebehandlungen veränderten

auch die minimale Kriechrate. Diese Ergebnisse werden in Kapitel 6 weiter erörtert und diskutiert.

3 Ziel der Arbeit

Die im Kapitel 2 dargestellte Literaturübersicht zeigt, dass die PBF-LB/M/316L Werkstoffvariante in

den letzten Jahren Gegenstand vieler Studien gewesen ist, die sich mit der Mikrostruktur, den mecha-

nischen Eigenschaften und dem Zusammenhang zwischen Beiden beschäftigt haben. Auch die Aus-

wirkungen von Wärmebehandlungen wurden untersucht. Die Bemühungen um eine Aufklärung der Be-

ziehung zwischen Mikrostruktur und mechanischen Eigenschaften wurden insbesondere im Hinblick

auf die Zugversuchseigenschaften bei Raumtemperatur und die Härte unternommen. Die mechani-

schen Eigenschaften bei erhöhter Temperatur sind bis dato in geringerem Umfang untersucht worden.

Trotz der vielen und wertvollen wissenschaftlichen Anstrengungen, die bisher unternommen wurden,

gibt es noch einige wenig erforschte Bereiche im Hinblick sowohl auf die Datenlage als auch auf den

Zusammenhang zwischen Mikrostruktur und Eigenschaften. Dazu gehören insbesondere die mechani-

schen Eigenschaften und die Verformungs- und Schädigungsmechanismen bei erhöhten Prüftempe-

raturen und nach Wärmebehandlungen bei LCF und Kriechen und die Untersuchung von Werkstoffen

mit geringem Porositätsgrad, da in der Literatur oft Porosität und Bindefehler zum Schädigungsme-

chanismus beitragen.

Dieser Ausgangssituation entsprechend sind die Hauptziele der vorliegenden Arbeit folgende:

• Bestimmung der Kennwerte der PBF-LB/M-Variante des nichtrostendem Stahls 316L, um die

aktuell vorhandene Datenlage insbesondere bei hoher Prüftemperatur zu verbessern.

• Beschreibung und Diskussion der mechanischen Eigenschaften/des mechanischen Verhaltens

in Bezug auf die Zugversuchs-, LCF- und Kriecheigenschaften.

• Grundlegende Beschreibung der Mikrostruktur und ihrer Entwicklung.

• Grundlegende Beschreibung der Deformations- und Schädigungsmechanismen sowie

• Erlangung eines tieferen Verständnisses der Auswirkungen der PBF-LB/M-Herstellungsroute

auf die Mikrostruktur und die damit verbundenen mechanischen Eigenschaften, die für sicher-

heitsrelevante Anwendungen von Bedeutung sind, insbesondere die LCF- und Kriecheigen-

schaften.

Es wird zudem ein Vergleich zu einer konventionell hergestellten Variante desselben Materials darge-

stellt, welche unter denselben Bedingungen geprüft wird. Der Fokus liegt jedoch auf der Untersuchung

der Eigenschaften der PBF-LB/M/316L-Werkstoffvariante. Die Ergebnisse werden mit bestehenden Li-

teraturdaten verglichen. Porosität und Rauheit werden in dieser Arbeit aufgrund der Verwendung ge-

eigneter Fertigungsstrategie und Prozessparameter auf ein Minimum reduziert, was die Isolierung und

ein besseres Verständnis der Auswirkungen der anderen typischen Merkmale der PBF-LB/M/316L-Mik-

rostruktur auf das mechanische Verhalten ermöglicht. Diese Arbeit fokussiert sich daher stärker auf

die Mikrostruktur als die meisten bis dato verfügbaren Studien, was eine Untersuchung der intrinsi-

schen Werkstoffeigenschaften ermöglicht.

Um diese Ziele zu erreichen, werden beide Werkstoffvarianten Zugversuchen bei Raumtemperatur,

400 °C und 600 °C, Kriechversuchen bei 600 °C und 650 °C sowie LCF-Versuchen bei Raumtemperatur,

400 °C und 600 °C unterzogen. In Ermangelung konkreter Richtlinien und Normen wird die Charakteri-

sierung zumeist anhand der bestehenden internationalen Prüfnormen und Probengeometrien durch-

geführt. Gefügeuntersuchungen werden im Ausgangszustand, nach Unterbrechung von Kriechversu-

chen und nach dem Versagen vorgestellt. Aufgrund der komplexen hierarchischen Natur der PBF-

LB/M/316L-Mikrostruktur erfordert ihre Charakterisierung sowie die der Verformungs- und Schädi-

gungsmechanismen die Verwendung verschiedener zerstörender und zerstörungsfreier Methoden auf

mehreren Skalenebenen.

4 Methoden und experimentelle Grundlagen

In diesem Kapitel werden die Methoden und experimentellen Grundlagen der in dieser Arbeit durchge-

führten Untersuchungen vorgestellt. Das übergeordnete Ziel dieser Untersuchungen war die Erfassung

der intrinsischen Werkstoffeigenschaften. Aus diesem Grund wurden, unter anderem, als Rohlinge

rechteckige Blöcke anstatt von near-net-shape Proben hergestellt und eine elektrolytische Politur bei

den LCF-Proben durchgeführt. Das Kapitel beginnt mit einer Vorstellung der untersuchten Werkstoff-

varianten und Rohlingsgeometrien im Abschnitt 4.1. In den Abschnitten 4.2 und 4.4 werden die Me-

thoden zur Bestimmung der mechanischen Eigenschaften vorgestellt und im Abschnitt 4.3 wird auf

die mikrostrukturellen Untersuchungen eingegangen.

4.1 Werkstoffe und Rohlinge

In dieser Arbeit wurden zwei Werkstoffvarianten des nichtrostenden Stahls 316L untersucht: eine ad-

ditiv und eine konventionell hergestellte Variante. Tabelle 4-1 [102] zeigt die chemische Zusammen-

setzung beider untersuchten Werkstoffvarianten. Diese wurde jeweils an einem Probenstück der je-

weiligen Werkstoffvariante bestimmt. Bei der additiv gefertigten Werkstoffvariante wurde das Pro-

benstück bei 450 °C für 4 h wärmebehandelt: HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Werkstoffvariante,

oder abgekürzt auch PBF-LB/M/316L-Variante. Mn, Cr, Mo und Ni wurden mit Röntgenfluoreszenz-

spektroskopie, C und S mit Verbrennungsanalyse, N mit Trägerheißgasextraktion, und Si und P mit

Atomemissionsspektroskopie mit induktiv gekoppeltem Plasma (ICP-AES) bestimmt. Die Werte in Ta-

belle 4-1 bestätigen, dass es sich bei beiden Werkstoffvarianten um 316L (und nicht 316LN) nach

DIN EN 10028-7 [129] handelt. Wie bereits in Tabelle 4-1 ersichtlich, wird in dieser Arbeit die additiv

gefertigte Werkstoffvariante als PBF-LB/M/316L und die konventionell gefertigte Werkstoffvariante

als HR/316L bezeichnet (HR, engl. Hot-Rolled).

Tabelle 4-1. Chemische Zusammensetzung in Gew.- % (nach chemischer Analyse), modifiziert aus

[102].

PBF-LB/M/316L

Rest

0,013

0,53

0,97

0,007

0,0044

17,70

12,70

2,33

0,077

HR/316L

Rest

0,017

0,46

1,28

0,030

0,0044

16,90

10,10

2,03

0,045

4.1.1 PBF-LB/M/316L

Die Rohlinge der additiv hergestellten Werkstoffvariante wurden auf einer kommerziellen PBF-LB-Ma-

schine des Typs SLM 280 HL (SLM Solutions Group AG, Lübeck, Deutschland) unter Argon-Gasat-

mosphäre hergestellt. Nichtrostender Stahl 316L-Pulver mit einer Schüttdichte von 4,58 g/cm3, mitt-

lerem Durchmesser von 34,69 μm und einer Partikelgrößenverteilung zwischen 10 μm und 45 μm

wurde benutzt. Die Perzentile der Partikelgrößenverteilung waren: d10 = 18,22 μm, d50 = 30,50 μm und

d90 = 55,87 μm. Die PBF-LB-Maschine war mit einem einzelnen kontinuierlich strahlenden 400-Watt

Ytterbium-Laser ausgestattet (Wellenlänge 1070 nm, Laserpunktgröße etwa 80 µm im Brennpunkt).

Zwei Arten von Rohlingen wurden untersucht: rechteckige Türme mit den Abmessungen

13 mm × 20 mm × 114,6 mm (2292 Schichten) und rechteckige Wände mit den Abmessungen

13 mm x 80 mm x 82,6 mm (1651 Schichten). Die Türme und Wände wurden in insgesamt fünf Baupro-

zessen hergestellt. Bei jedem Bauprozess wurden bis zu 18 Türme und bis zu 3 Wände erzeugt. Recht-

eckige Rohlinge wurden anstelle von Near-Net-Shape Rohlingen hergestellt, um lokale Änderungen der

Mikrostruktur und dadurch der Eigenschaften aufgrund geometrischer Veränderungen in der Baurich-

tung zu vermeiden [189]. Die Prozessparameter sind in Tabelle 4-2 zu finden.

4 Methoden und experimentelle Grundlagen

Tabelle 4-2. Prozessparameter PBF-LB/M/316L

Laser-

leistung

Scangeschwin-

digkeit

Schraffurab-

stand

Schichtdicke

Vorwär-

mung der

Grundplatte

Zwischenschicht-

zeit

Δz

Tsub

tILT

(W)

(mm s-1)

(mm)

(°C)

(s)

275

700

0,12

0,05

100

ca. 65

Die Z-Achsen-Abmessung betrug bei den Türmen 114,6 mm und bei den Wänden 82,5 mm, um den

Verschnitt beim Entfernen der Türme von der der Grundplatte zu kompensieren. Die Rohlinge wurden

mit einer Drehung der Scanrichtung um 90° nach jeder Schicht hergestellt. Die Scan-Vektoren verliefen

bei den Türmen parallel zu deren Kanten und wurden innerhalb der Querschnitte nicht unterbrochen.

Bei den Wänden verliefen sie in einem Winkel von 45° zu den Kanten, um hohe Eigenspannungen bei

langen Scan-Vektoren und eine Unterbrechung der Scan-Vektoren zu vermeiden.

Abbildung 4-1 zeigt exemplarische Aufnahmen und Darstellungen der PBF-LB/M/316L-Rohlinge

(Türme und Wände), welche im Projekt AGIL benutzt wurden, in welchem diese Arbeit stattfand. Im

unteren Teil der Abbildung 4-1a sind Details zu den verwendeten Scan-Strategien zu erkennen sowie

die Lage von Prüfkörpern innerhalb der unterschiedlichen Rohlinge exemplarisch dargestellt. Diese Ar-

beit befasst sich ausschließlich mit der Untersuchung von Prüfkörpern in vertikaler Lage, welche so-

wohl aus vertikalen Türmen als auch aus Wänden gefertigt wurden (siehe hellblaue gestrichelte Linien

in Abbildung 4-1a). Die untersuchten Wände kamen aus Baujobs wie in den Bildern in Abbildung 4-1a.

Abbildung 4-1b zeigt in der Mitte die Baujobs, aus welchem die untersuchten PBF-LB/M/316L-Türme

kamen. Links wird exemplarisch ihre Position innerhalb eines Baujobs, und rechts ein Turm gezeigt.

002A17f (auf der Stirnseite des Turms) steht für Bauplatte Nr. 2, Position 17.

Die Mehrheit der untersuchten Rohlinge wurde bei 450 °C für 4 h unter Argon-Gasatmosphäre wärme-

behandelt (HT450-Wärmebehandlung). Die Abkühlung erfolgte im Ofen. Der daraus entstandene

Werkstoffzustand wird als PBF-LB/M/316L/HT450 oder abgekürzt HT450-Zustand bzw. PBF-

LB/M/316L-Variante bezeichnet. Ziel der HT450-Wärmebehandlung war ein Abbau der Eigenspannun-

gen bei gleichzeitig keinen wesentlichen Änderungen des Gefüges. Ausgewählte Türme für die Erzeu-

gung von Zug- und Kriechproben wurden zusätzlich zu der HT450-Wärmebehandlung bei 900 °C für 1 h

(HT900-Wärmebehandlung) unter Vakuumatmosphäre mit anschließender Abkühlung im Ofen unter

Argon-Gasatmosphäre wärmebehandelt. Der daraus entstandene Werkstoffzustand wird als

PBF-LB/M/316L/HT900 oder abgekürzt HT900-Zustand bezeichnet. Die HT450-Wärmebehandlung an

Türmen erfolgte, als diese noch auf der Grundplatte befestigt waren. Die HT900-Wärmebehandlung

erfolgte an bereits von der Bauplatte getrennten Türmen. Außerdem wurden ausgewählte Untersu-

chungen an Proben durchgeführt, die aus Rohlingen im Herstellungs-(As-Built)Zustand stammen:

Werkstoffzustand PBF-LB/M/316L/As-Built oder abgekürzt As-Built-Zustand.

4 Methoden und experimentelle Grundlagen

Abbildung 4-1. Exemplarische Darstellung der PBF-LB/M/316L-Rohlinge (Türme und Wände, Projekt

AGIL). a) exemplarische Aufnahmen der verwendeten Rohlinge (oben) und Darstellung zur Scan-Stra-

tegie und Lage von Prüfkörpern innerhalb der Rohlinge, b) Schematische Darstellung und Aufnahme

der Baujobs (links) für die Herstellung der vertikalen PBF-LB/M/316L-Rohlinge (Türme). Bei Abbildung

a) wurden Abbildungen aus Charmi et al. [190], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022), re-

produziert und modifiziert.

4.1.2 HR/316L-Werkstoffvariante

Als Rohling der konventionellen Werkstoffvariante, abgekürzt HR/316L-Variante, wurde ein warmge-

walztes Blech (engl. Hot-Rolled) nach DIN EN 10028-7 [129] verwendet. Das Blech hatte die Abmessun-

gen 20 mm × 1000 mm x 500 mm und wurde aus einer größeren Platte durch Plasmaschneiden her-

ausgetrennt (Outokumpu PSC Deutschland GmbH, Heidenheim, Deutschland). Nach dem Warmwalzen

wurde das Material bei 1100 °C lösungsgeglüht und anschließend in Wasser abgeschreckt. Das Blech

wurde mechanisch mit Sägeband insgesamt in sieben Streifen senkrecht zur Walzrichtung getrennt.

Aus jedem Streifen kamen insgesamt 17 bis 18 Blöcke der Abmessungen 135 mm × 20 mm x 20 mm,

welche parallel zueinander angeordnet waren. Um Kanteneffekte zu vermeiden, wurden 20 mm von

allen Seiten des Blechs ungenutzt gelassen. Alle Blöcke waren in Walzrichtung ausgerichtet. Das Ko-

ordinatensystem wurde in diesem Fall wie folgend definiert: z entspricht der Walz– und Belastungs-

richtung, y die Normalrichtung (durch die Blechdicke) und x die Querrichtung.

4 Methoden und experimentelle Grundlagen

4.2 Mechanische Eigenschaften

Aus den Rohlingen der untersuchten Werkstoffvarianten wurden Proben für E-Modul-Bestimmung,

Härtemessungen, Zug-, LCF-, und Kriechversuche gefertigt. Die Proben für jede Versuchsart kamen in

dem Fall der HR/316L-Variante aus zufällig ausgewählten Blöcken innerhalb des Blechs und in dem Fall

der PBF-LB/M/316L-Variante aus zufällig ausgewählten Rohlingen innerhalb der Bauplatten. Es wur-

den Proben mit rundem Querschnitt in der Prüflänge (Zug-, LCF-, und Kriechversuche) und miniaturi-

sierte Flachzugproben mit Dog-Bone Geometrie (Zugversuche) verwendet. Die Prüfung von miniaturi-

sierten Flachzugproben diente der Untersuchung der Entwicklung der Festigkeitskennwerte nach

Kriechbelastung. In Übereinstimmung mit diesem Zweck wurde auch der Ausgangszustand anhand

Versuche an miniaturisierten Flachzugproben charakterisiert.

Alle Proben mit rundem Querschnitt wurden aus dem mittleren Bereich der jeweiligen

PBF-LB/M/316L-Türme und HR/316L-Blöcke herausgearbeitet. Daher stimmten die Schwerpunkte der

Proben mit den Schwerpunkten der Türme und Blöcke überein. Dieser Ansatz sollte mögliche Variatio-

nen der Eigenschaften durch die Position in Walz- oder Aufbaurichtung vermeiden und dazu beitragen,

die Vergleichbarkeit der Eigenschaften zwischen einzelnen Türmen und Blöcken zu gewährleisten. Bei

den PBF-LB/M/316L-Wänden stammten die erzeugten Zugproben aus einer der Seiten, und ihr

Schwerpunkt war ca. 46 mm von der Grundplatte in Aufbaurichtung entfernt, 7 mm in Breiten-Rich-

tung und mittig in Dicken-Richtung positioniert. Der Nachweis der Vergleichbarkeit der Eigenschaften

zwischen Proben aus Türmen und Proben aus Wänden wird im Abschnitt 6.1 adressiert. Die miniaturi-

sierten Flachzugproben für die Charakterisierung der Ausgangszustände (siehe Abschnitt 5.7.1)

stammten aus den PBF-LB/M/316L-Wänden sowie aus einem HR/316L-Block. Die miniaturisierten

Flachzugproben für die Charakterisierung des Zustandes nach Kriechbelastung stammten aus der

mittleren Region des Prüfbereichs der belasteten Kriechproben (unterbrochene Versuche, siehe Ab-

schnitt 5.7.2).

Bei allen in dieser Arbeit berichteten Versuchsergebnissen galt, dass die Lastrichtung im Fall der PBF-

LB/M/316L-Variante mit der Aufbaurichtung und im Fall der HR/316L-Variante mit der Walzrichtung

übereinstimmte. In den nachfolgenden Abschnitten (4.2.1 bis 4.2.4) werden für jede Versuchsart die

Einzelheiten der Probengeometrien und Versuchsdurchführung präsentiert. Technische Zeichnungen

und ergänzende Abbildungen zur Probenfertigung sind im Anhang B zu finden. Tabelle C1 im Anhang C

stellt eine Übersicht der durchgeführten mechanischen Versuche dar.

Die Mehrheit der Auswertung der Rohdaten erfolgte in Origin (OriginLab Corporation, Massachusetts,

USA). Ausgewählte Auswertungen wurden anhand Python-Skripte (Python Software Foundation,

Delaware, USA) und BAM-internen Visual-Basic basierten Softwaretools durchgeführt. Bei der Bestim-

mung der elastischen Eigenschaften wurde emotv6, einer von der Uni Wien zur Verfügung gestellten

Software und Microsoft Excel (Microsoft Corporation, Washington, USA) eingesetzt.

4.2.1 Zugeigenschaften

Zugversuche wurden an runden Proben (Standard-Proben) bei Raum- und Hochtemperatur und an mi-

niaturisierten Flachzugproben (Miniatur-Proben) bei Raumtemperatur durchgeführt. Die Technik für

die Letzten wurde im Rahmen eines anderen Forschungsvorhabens entwickelt. Die Standard-Proben

waren B 6 × 36 Zugproben mit rundem Querschnitt und Geometrie gemäß DIN 50125 [191]. Diese hatten

Gewindeenden M10, Gesamtlänge 60 mm, Parallele Länge 36 mm mit Durchmesser 6 mm und wurden

in dem letzten Fertigungsschritt geschliffen (Rz = 6,3 µm). Die Miniatur-Proben waren flache Dog-Bone

Proben mit Gesamtlänge 32 mm, Parallele Länge 12 mm und Querschnitt der Abmessungen

1 mm x 2 mm im Prüfbereich. Die technischen Zeichnungen der Proben sind in Abbildung B1 und Abbil-

dung B2 im Anhang B zu finden. Die Zugversuche an Miniatur-Proben wurden durchgeführt, um die

Entwicklung der Festigkeitskennwerte des Zugverhaltens des PBF-LB/M/316L-Variante nach Kriech-

belastung zu untersuchen (siehe Abschnitt 5.6.4).

4 Methoden und experimentelle Grundlagen

Die Zugversuche an Standard-Proben wurden bei Raumtemperatur nach DIN EN ISO 6892-1 [192] und

bei drei höheren Temperaturen (400 °C, 600 °C und 650 °C) nach DIN EN ISO 6892-2 [193] durchge-

führt. Bis zu drei Proben wurden pro Temperatur und Werkstoffvariante geprüft. Eine 100-kN Instron

Prüfmaschine (Modell: 4505, Kalibrierungsklasse 1, Instron GmbH, Darmstadt, Deutschland) wurde ein-

gesetzt. Für die Versuche bei Raumtemperatur wurden zwei Dehnungsaufnehmer eingesetzt: Ein

MTS-Dehnungsaufnehmer (Modell: 632.12C-21, Kalibrierungsklasse mindestens 1, Nennmesslänge

25 mm; MTS Systems Corporation, Eden Prairie, USA) und ein HBM DD1 Dehnungsaufnehmer (Hottin-

ger Brüel & Kjaer GmbH, Germany, Kalibrierungsklasse 0,2). Die Versuche mit dem HBM DD1 Dehnungs-

aufnehmer ermöglichten eine genauere Auswertung der Steigung der Spannungs-Dehnungs-Kurve im

elastischen Bereich, 𝑚𝐸, um dem Wert des Elastizitätsmoduls, 𝐸, (siehe Abschnitt 4.2.2) nahe zu kom-

men. Diese Versuche (HBM DD1 Dehnungsaufnehmer) wurden in Dehnungsregelung mit einer Dehnrate

von 0,00025 s-1 bis 1,0 % Dehnung durchgeführt. Über diese Dehnung hinaus wurde der Dehnungsauf-

nehmer abgenommen und die Versuche in Traversenregelung bei 0,24 mm s-1 gefahren. Die Versuche

mit dem MTS-Dehnungsaufnehmer wurden dehnungsgeregelt mit einer Dehnrate von 0,00025 s-1 bis

zu 50 % Dehnung durchgeführt, danach wurde der Dehnungsaufnehmer abgenommen und der Versuch

in Traversenregelungsmodus umgeschaltet. Für die Versuche bei Hochtemperatur kam ein wasserge-

kühltes MTS-Dehnungsaufnehmer (Modell: 632.51C-05, Kalibrierungsklasse 1, Nennmesslänge 21 mm;

MTS Systems Corporation, Eden Prairie, United States) zum Einsatz. Die Hochtemperatur-Zugversuche

wurden dehnungsgeregelt mit einer Dehnrate von 0,00007 s-1 bis 20,0 % Dehnung gefahren, danach

wurde analog zu den Versuchen bei Raumtemperatur der Dehnungsaufnehmer abgenommen und der

Versuch in Traversenregelungsmodus umgeschaltet. Die Traversengeschwindigkeit nach Abnahme des

MTS-Dehnungsaufnehmers bei den Raum- und Hochtemperatur-Zugversuchen entsprach der Emp-

fehlung der Methode A der Norm, um im selben Wertbereich der Dehnrate zu bleiben. Bei den Hoch-

temperatur-Zugversuchen dauerte das Aufheizen etwa 2,5 Stunden (~4 °C / min) und die Proben wur-

den vor der Versuchsdurchführung etwa 1,5 Stunden bei Prüftemperatur gehalten.

Die Zugversuche an Miniatur-Proben erfolgten bis auf die Probengeometrie ebenfalls gemäß

DIN EN ISO 6892-1 [192]. Es wurden pro Werkstoffvariante und -zustand inkl. nach Kriechbelastung je-

weils drei Proben geprüft. Bei der PBF-LB/M/316L-Variante stammen die Proben aus unterschiedlichen

Wänden und Positionen in Breitenrichtung innerhalb der Wände, siehe Abbildung B3 im Anhang B. Es

wurden eine 100-kN Instron Prüfmaschine (Modell: 4505, Kalibrierungsklasse 1, Instron GmbH, Darm-

stadt, Deutschland) und eine 100 kN MTS-Prüfmaschine (Modell: C45.105, Kalibrierungsklasse 1, MTS

Systems Corporation, Eden Prairie, United States) eingesetzt. Für diese Versuche kam ein MTS-Deh-

nungsaufnehmer zum Einsatz (Modell: 632.26C-21, Kalibrierungsklasse 0,5, Nennmesslänge 8 mm;

MTS Systems Corporation, Eden Prairie, USA). Diese Versuche wurden vom Anfang an traversengere-

gelt gefahren. Die Mehrzahl davon wurden mit einer Traversengeschwindigkeit von 0,003 mm s-1

durchgeführt. Nur bei einem Versuch war die Traversengeschwindigkeit unterschiedlich und betrug

0,00084 mm s-1. 0,003 mm s-1 wurde implementiert, um eine Dehnrate in dem empfohlenen Bereich A

des Standards zu erzielen [192]. Der Dehnungsaufnehmer wurde bei allen Versuchen bei unterschiedli-

chen Dehnungen nach Erreichen der Dehngrenze bei 0,2 % plastischer Extensometer-Dehnung (ab hier

0,2 % Dehngrenze), 𝑅𝑝0,2, von den Proben abgenommen, um ihn vor Beschädigung zu schützen.

Die Messunsicherheit, 𝑈𝑀, wurde durch Multiplizieren der kombinierten Unsicherheit mit dem Faktor

k = 2 (95 % Vertrauensintervall) ermittelt. 𝑈𝑀 berücksichtigt die direkt eingehenden Unsicherheits-

quellen (d.h. Messgeräte und Prüfmaschinen) und wurde nach dem UNCERT Code of Practice Nr. 7 [194]

berechnet.

4.2.2 Elastische Eigenschaften

Der Elastizitätsmodul, 𝐸, der Schubmodul, 𝐺, und die Querkontraktionszahl, 𝜈, wurden an dem

HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante und an der HR/316L-Variante bestimmt. Von dem

4 Methoden und experimentelle Grundlagen

HT450-Zustand wurden die Proben aus einem Turm und von der HR/316L-Variante aus einem Block

hergestellt. Einzelheiten zur Probenfertigung sind in Abbildung B6 im Anhang B zu finden. Die Werte

des Elastizitätsmoduls wurden als Mittelwert der ermittelten Elastizitätsmodule in Flachkant- und

Hochkantrichtung bestimmt. Die Querkontraktionszahl wurde nach der Gleichung [𝐸/(2𝐺)]−1 je-

weils mit den Elastizitätsmodulwerten in Hochkant- und Flachkantrichtung berechnet und der Mittel-

wert daraus gebildet. Bei dem HT450-Zustand wurden zwei und bei der HR/316L-Variante drei Proben

gemessen.

Die E-Modul-Proben waren Stäbe mit rechteckigem Querschnitt der Abmessungen

3 mm x 9 mm x 100 mm. Die Planparallelität der Flächen betrug ± 0,1 % für alle Flächen. Um die Proben

zu fertigen, wurde die Vorkontur mittels Funkenerosion aus dem jeweiligen Rohling entnommen und

anschließend plangeschliffen. Die Längsrichtung der Proben entsprach der Aufbaurichtung und ihre

Breite und Dicke derjenigen des entsprechenden Rohlings. Die Probengeometrie folgte den Anforde-

rungen der Norm ASTM E 1875 [195].

Die elastischen Eigenschaften wurden von Raumtemperatur bis 800 °C in 100 °C-Schritten nach

ASTM E1875 [195] bestimmt. Die Probentemperatur wurde mittels einer Kalibrierprobe vor den eigent-

lichen Messungen überprüft. Für die Durchführung dieser Messungen kam eine Elastotron 2000 An-

lage zum Einsatz (HTM Reetz GmbH, Berlin, Deutschland / Universität Wien). Diese war mit einem

Netzwerkanalysator ausgestattet (Modell: HP8751A, Agilent Technologies, Inc., United States). Bei der

Messung wird das Resonanzspektrum durch kontinuierliche Variation der Anregungsfrequenz zwi-

schen 1 kHz und 70 kHz ermittelt und mit dem Netzwerkanalysator aufgezeichnet. Bei der Analyse des

Spektrums wird die Resonanzfrequenz in Biegung, 𝑓𝑓, und Torsion, 𝑓𝑡, bestimmt. Die Biegeresonanz-

frequenz wird in beiden Richtungen der Probe aufgezeichnet: kantenweise in Breitenrichtung, 𝑓𝑓(𝑒),

und flächenweise in Dickenrichtung, 𝑓𝑓(𝑓). Die elastischen Eigenschaften werden aus der Probengeo-

metrie, der Masse sowie aus den gemessenen Resonanzfrequenzen berechnet [195].

4.2.3 Low-Cycle-Fatigue

Die Proben für die LCF-Versuche wurden nach den Anforderungen des Standards ISO 12106 [196] her-

gestellt. Dabei handelte es sich um Schaftproben mit Durchmesser 12 mm im Einspannbereich, 12 mm

Parallelenlänge und 6 mm Durchmesser, siehe Abbildung B4 im Anhang B. In dem letzten Fertigungs-

schritt wurden sie geschliffen (Ra = 0,8 µm). Aufgrund der verschiedenen Abmessungen der Rohlinge

war die Gesamtlänge der Proben je nach Werkstoffvariante unterschiedlich: die Proben aus der

PBF-LB/M/316L-Variante waren 110 mm und die aus der HR/316L-Variante 130 mm lang. Alle Proben

wurden zusätzlich poliert, um eine Rauheit Rz ≤ 0,2 µm zu erreichen, welche in der Norm empfohlen

wird [196]. Die Politur erfolgte in drei Schritten: Einer ersten mechanischen Vorpolitur folgte eine elekt-

rolytische und eine weitere mechanische Nachpolitur. Die mechanische Politur erfolgte auf einer in

BAM-5.2 konstruierten Poliermaschine. Es wurden Filzstifte mit 10 mm Durchmesser (August Rügge-

berg GmbH & Co. KG PFERD-Werkzeuge, Marienheide, Deutschland), Diamantsuspension MetaDi Sup-

reme (Buehler ITW Test & Measurement GmbH, Leinfelden-Echterdingen, Deutschland), Diamantpas-

ten „T&O“ und „NORTON“ unterschiedlicher Körnungen (Otelo GmBH, Stuttgart und Saint-Gobain Ab-

rasives GmbH, Wesseling, Deutschland) und als Schmiermittel eine Spezialverdünnung (August Rüg-

geberg GmbH & Co. KG PFERD-Werkzeuge, Marienheide, Deutschland) eingesetzt. Für die elektrolyti-

sche Politur wurde ein vorhandenes Gerät (Eigenbau der BAM) verwendet. Die mechanische Vorpolitur

erfolgte mit P600 SiC Schleifpapier und einer 45 µm Körnung Diamant. Die elektrolytische Politur er-

folgte in zwei Schritten mit 12 V, 8,9 A (eingestellt) und 6,5 min Polierzeit. Es wurde ein Polierelektrolyt

für nichtrostenden Stahl verwendet, der aus Phosphorsäure (≥ 25 %) und Schwefelsäure (≥ 15 %) mit

ionisierten Metallsalzanteilen besteht (Arno Graul GmbH, Mühlacker, Deutschland). Nach jedem Schritt

wurde die Probe umgedreht, um einen gleichmäßigen Abtrag über die gesamte Messlänge zu errei-

chen. Die (spannungsfreie) elektrolytische Politur resultierte in einer Durchmesserreduzierung von

4 Methoden und experimentelle Grundlagen 
 
30 
 
etwa 150 µm. Dadurch sollte ein möglicher Effekt von Oberflächen-Eigenspannungen auf die Ermü-
dungseigenschaften möglichst ausgeschlossen und damit die Untersuchung der intrinsischen Werk-
stoffeigenschaften ermöglicht werden. Weitere Informationen über die Messung der Oberflächenei-
genspannungen sind im Abschnitt 4.3.3 zu finden. Die mechanische Nachpolitur erfolgte in mehreren 
Polierschritten bis zu einer 6 µm Körnung und wurde durchgeführt, weil bei den Proben der HR/316L-
Variante nach der Elektropolitur mittels Kohärenz-Scaninterferometrie (Gerät: Zygo NewView™ 8000, 
AMETEK Germany Gmb, BU Zygo, Weiterstadt, Deutschland) Unebenheiten identifiziert wurden, die 
vermutlich durch die unterschiedliche Leitfähigkeit der Phasen im Gefüge verursacht wurden. Dement-
sprechend wurden, um die Einheitlichkeit des experimentellen Vorgehens zu sichern, auch die Proben 
der PBF-LB/M/316L-Variante nachpoliert. Der Durchmesser der Proben wurde als Mittelwert von sechs 
Messungen bestimmt, welche berührungslos mittels optischer Wellenmesstechnik an drei Stellen in 
der  Messlänge  (Mitte  der  Probe,  + 5 mm,  - 5 mm)  durchgeführt  wurden  (Maschine:  Hommel Eta-
mic C305, Jenoptik Industrial Metrology Germany GmbH, Villingen-Schwenningen, Deutschland). Je-
weils wurden zwei Messungen 90° zueinander versetzt durchgeführt. Die Rauheitsmessung erfolgte 
gemäß  DIN EN ISO 4287  [197]  mittels  eines  Tasters  mit  Tastspitzenradius  2 µm  (Hommel-Etamic 
T1000, Hommel America, New Britain, United States). Jeweils wurden vier Messungen mit einer Tast-
strecke von 1,5 mm und Tastgeschwindigkeit 0,15 mm/s in Längsrichtung durchgeführt und der Mit-
telwert daraus berechnet. 
Die LCF-Versuche wurden in Dehnungsregelung mit Dehnungsverhältnis Re = -1 gemäß ISO 12106 [196] 
durchgeführt. Dieses Dehnungsverhältnis wurde häufig in der Literatur verwendet und erlaubt dadurch 
eine Vergleichbarkeit mit anderen Arbeiten. Die Dehngeschwindigkeit wurde auf 0,1 % s-1 fixiert. Ein 
Dreieck-Belastungs-Signal schließt mögliche Einflüsse einer variierenden Dehnrate aus. Der erste Vier-
tel-Zyklus erfolgte im Zugbereich. Insgesamt wurden bei jeder Werkstoffvariante bis zu fünf Deh-
nungsschwingbreiten und drei Prüftemperaturen getestet (0,4 %, 0,6 %, 1,0 %, 1,3 %, 1,6 %; Raum-
temperatur, 400 °C, 600 °C). Die Prüfparameter wurden anhand der Anwendungstemperaturen der Le-
gierung sowie anhand verfügbarer Literaturdaten ausgewählt. Damit wurde ein Vergleich zu publizier-
ten Ergebnissen für diese Legierung sichergestellt. Die Versuche wurden an einer 100 kN MTS-Prüfma-
schine mit elektromechanischem Antrieb durchgeführt (Modell: 8561, MTS Systems GmbH, Deutsch-
land). Die Kraftmessdose wurde gemäß DIN EN ISO 7500-1 kalibriert (Kalibrierungsklasse 1, MPA Kalib-
rierdienst GmbH, Deutschland). Die Ausrichtung der Spannköpfe wurde gemäß ISO 23788 [198] durch-
geführt und entsprach der Klasse 5. Es wurde ein wassergekühlter MTS-Hochtemperatur-Dehnungs-
aufnehmer  benutzt  (Modell: 632.51F-08,  Kalibrierungsklasse 0,5,  Nennmesslänge 10 mm,  MTS Sys-
tems GmbH, Deutschland). Die Probenerwärmung erfolgte mittels Induktionsheizung. Das Induktions-
feld wurde anhand einer im Labor angefertigten und an die Geometrie der Probe angepassten Kupfer-
spule und einem Wechselstrom-Hochfrequenzgenerator erzeugt (Typ: TruHEat HF 5005 (H), Frequenz: 
200 kHz, TRUMPF Hüttinger Elektronik GmbH+Co KG, Freiburg, Deutschland). Die Temperatur der Pro-
ben wurde mit einem Thermoelement vom Typ S gemessen und darüber geregelt. Das Thermoelement 
wurde jeweils im unteren Übergangsradius der Proben angeschweißt. Auf eine Messung und Regelung 
der Temperatur der Probe mit Thermoelementen innerhalb der Messlänge wurde wegen paralleler Er-
fahrungen an anderem AM Werkstoff und der -angenommen- hoher Anfälligkeit des PBF-LB/M/316L 
auf Rissinitiierung an Defekten verzichtet. Jedoch erfolgte für jede Versuchsreihe eine Einstellung des 
Temperaturprofils in einer Opferprobe mit dem im Radius angeschweißten Thermoelement und drei in 
der Messlänge angeschweißten und gemäß EURAMET/cg-08 kalibrierten Thermoelementen des Typ 
S [199]. Dabei wurde die Temperatur kontinuierlich bis zum Erreichen der Prüftemperatur in der Pro-
benmitte erhöht. Der entsprechende Temperaturwert im unteren Radius wurde später im Versuch als 
Soll-Wert eingestellt. Dieser war in der Regel kleiner als die Prüftemperatur. Grund dafür ist die durch 
die Induktionsheizung und die gekühlten Einspannungen verursachte inhomogene Temperaturvertei-
lung in der gesamten Probe. Für die Einstellung des Temperaturprofils sowie für die Messung und Re-
gelung der Temperatur während des Versuchs wurden gemäß EURAMET/cg-11/v.01 [200] kalibrierte 

4 Methoden und experimentelle Grundlagen

Temperatur-Datenerfassungsgeräte von Eurotherm eingesetzt (Modelle: 2604 und 3 x 2216e, Schnei-

der Electric Systems Germany GmbH >EUROTHERM<, Limburg an der Lahn, Deutschland). Die Rege-

lung erfolgte über einen MTS-FlexTest 40 Regler und die Versuchsbedienung über das Station Mana-

ger MTS-FlexTest (TM) 40 Version 5.9C 6030 (MTS Systems Corporation, Eden Prairie, United States).

Die Datenerfassung erfolgte alle 0,04 s; dies betraf Zeit, Zykluszähler, Dehnung, Kraft, Weg und Tem-

peratur. Die Datenerfassung enthielt nicht die Spitzenwerteerfassung. Die Spitzenwerte wurden nach-

träglich aus den entstandenen Rohdaten bestimmt. Um die durch die thermische Ausdehnung der

Probe bedingte Änderung der Messlänge zu kompensieren, wurde der Dehnungsaufnehmer bei Raum-

temperatur mit einer negativen Dehnung angesetzt, welche der abgeschätzten Längenänderung der

Probe, ΔL = L α ΔT, entsprach. Der thermische Ausdehnungskoeffizient, 𝛼, wurde jeweils für den ers-

ten Versuch von jeder Werkstoffvariante aus Literaturdaten [201, 202] entnommen und für die an-

schließenden Versuche anhand der Messdaten des ersten Versuchs korrigiert. Vor dem Beginn jedes

Versuchs wurde das Dehnungssignal genullt. Die Erwärmung der Proben erfolgte manuell über das

MTS Station Manager und dauerte 5 min bis 10 min. Danach wurde vor dem Versuchsstart jede Probe

etwa 20 min auf Prüftemperatur gehalten. Als Versagenskriterium bei den LCF-Versuchen wurde eine

Änderung, in den meisten Fällen ein Abfall, der maximalen Spannung von 10 % angewendet. Dafür

wurde eine Gerade parallel zu dem Verlauf der letzten Zyklen vor dem Versagen, etwa ab mittlerer

Lebensdauer, angepasst und um 10 % versetzt. Der x-Wert, der zum Schnittpunkt der versetzten Ge-

rade mit der Wechselverformungskurve gehört, wurde als Zyklenzahl beim Versagen bzw. Lebens-

dauer, 𝑁𝑓,10%, definiert. Bei ausgewählten Versuchen, insbesondere bei den niedrigsten Dehnungs-

schwingbreiten, war eine Datenreduzierung der Rohdaten erforderlich, um die Lebensdauer zu bestim-

men. Diese Datenreduzierung erfolgte mittels einem Python Skript (Python Software Foundation,

Delaware, USA).

4.2.4 Kriechen

Die Kriechversuche wurden an glatten Rundzugproben durchgeführt (Gewindeenden M12, Gesamt-

länge 100 mm, parallele Länge 60 mm mit 8 mm Durchmesser). In dem letzten Fertigungsschritt wur-

den sie geschliffen (Rz = 3,2 µm), siehe Abbildung B5 im Anhang B. Insgesamt wurden 16 Kriechversu-

che mit konstanter Last nach DIN EN ISO 204:2019-04 [203] durchgeführt. Davon wurden 13 bis zum

Bruch durchgeführt. Die weiteren drei wurden nach Erreichen der minimalen Kriechrate unterbrochen.

Die Unterbrechung der Versuche und anschließende Abkühlung der Probekörper fand unter Last statt.

Die unterbrochenen Versuche wurden durchgeführt, um die Entwicklung der Mikrostruktur sowie der

mechanischen Eigenschaften nach Kriechbelastung beim Erreichen der minimalen Kriechrate zu unter-

suchen. Die Anfangsprüfspannungen betrugen zwischen 175 MPa und 275 MPa mit 25 MPa Steigerung.

Die Prüftemperaturen waren 600 °C und 650 °C. An der PBF-LB/M/316L-Variante (HT450-Zustand)

und der HR/316L-Variante wurden drei Versuche bei jeder Temperatur bis zum Bruch durchgeführt. An

dem HT900-Zustand wurde ein Versuch bei 600 C / 225 MPa bis zum Bruch durchgeführt. Die drei un-

terbrochenen Versuche wurden an jeder der Werkstoffvarianten bei 600 C / 225 MPa durchgeführt.

Drei BAM-modifizierte 20-kN Kriechprüfstände wurden eingesetzt (Mohr & Federhaff AG, Mannheim,

Deutschland). Alle Prüfstände hatten Kraft-Kalibrierungsklasse 1 nach DIN EN ISO 7500-2 [204] und

waren mit Drei-Zonen-Öfen (Sonderanfertigung von Heraeus Holding GmbH, Hanau, Deutschland) aus-

gestattet. Die Last wurde per Hand stoßfrei aufgebracht. Die Zeit für die Lastaufbringung betrug zwi-

schen 15 s und etwa 90 s und die Belastungsgeschwindigkeit zwischen 3,05 MPa/s und 11,67 MPa/s.

Vor dem Erwärmen der Proben wurde eine Vorlast von 1 kg aufgebracht, um den Laststrang auszurich-

ten und den Dehnungsaufnehmer bei der Erwärmung zu fixieren. Kalibrierte Temperatur-Datenerfas-

sungsgeräte SCXI-1102 von National Instruments wurden eingesetzt (National instruments Kft., Debre-

cen, Ungarn). Die Regelung der Temperatur erfolgte über das Temperatursignal der Öfen. Die Tempe-

ratur der Proben wurde mit drei Thermoelementen vom Typ S gemessen, die entlang der Messlänge

angebunden waren. Die Thermoelemente wurden nach EURAMET/cg-08 [199] und die Tempera-

tur-Messkette nach EURAMET/cg-11 [200] kalibriert. Für die Erfassung der Dehnung wurden einseitig

4 Methoden und experimentelle Grundlagen

wassergekühlte MTS-Hochtemperatur-Dehnungsaufnehmer benutzt (Modell: 632.51C-03, Kalibrie-

rungsklasse 1, Nennmesslängen 50 mm und 52 mm). Die Datenerfassung erfolgte vor Lastaufbringung

alle 5 s, während der Lastaufbringung alle 0,1 s und nach der Lastaufbringung, in Abhängigkeit von der

Testdauer, alle 1 min bis max. 10 min. Die Zeitbruchdehnung, 𝐴𝑢, wurde nicht gemessen. Die Zeitbruch-

einschnürung, 𝑍𝑢, wurde gemäß der Prüfnorm bestimmt [203]. Der Auswahl der Prüftemperaturen so-

wie der Prüfspannungen basierte auf der Anwendungstemperatur der Legierung und auf verfügbaren

Literaturdaten. Damit wurde ein Vergleich zu publizierten Ergebnissen für diese Legierung sicherge-

stellt. Die Dauer des Aufheizens betrug etwa 2,5 Stunden (~4 °C/min) und die Proben wurden vor dem

Versuchsstart etwa 1,5 Stunden bei Prüftemperatur gehalten.

4.3 Mikrostrukturelle Untersuchungen

Die Untersuchungen der Mikrostruktur hatten das Ziel, ein grundlegendes Verständnis der Beziehung

Mikrostruktur-Eigenschaften bei den verwendeten Prozessparametern zu erschaffen. Darum wurden

der Ausgangszustand sowie das Deformations- und Schädigungsverhalten untersucht. Die Untersu-

chungen erfolgten an versagten gebrochenen Proben sowie an nicht-gebrochenen Proben aus unter-

brochenen Versuchen. Unterschiedliche Untersuchungstechniken und Geräte wurden verwendet, die

die Charakterisierung aller multiskaligen Merkmale der AM-Mikrostruktur ermöglicht haben. Zum Ein-

satz kamen Lichtmikroskopie (LM), Rasterelektronmikroskopie (REM), Elektronenrückstreubeugung

(REM-EBSD), Energiedispersive Röntgenspektroskopie (REM-EDX), Transmissionselektronmikrosko-

pie (TEM), Mikro-Computertomographie (XCT), Neutronenbeugung und Diffraktometrie. Anhand die-

ser Techniken wurden Korngröße, Kornmorphologie, Phasen, Partikel, Versetzungsstruktur, Defekte

und ihre Verteilung im Volumen, Textur und Eigenspannungen untersucht. Tabelle C2 im Anhang C

stellt eine Übersicht der Vor- und Nachuntersuchungen dar.

4.3.1 Mikroskopie

Für die Lichtmikroskopie wurden die zu analysierenden Probenstücke zunächst kalt eingebettet und

anschließend mit 180 P SiC-Schleifpapier geschliffen. Danach wurden sie in drei Schritten mit

SiC-Schleifpapieren der Körnungen 320 P, 600 P und 1200 P weiter geschliffen. Schließlich wurden sie

mit Poliertüchern MD Dac, MD Nap und MD-Chem (Cloeren Technology GmbH, Wegberg, Deutschland)

poliert. Die Korngrößen waren 3 μm, 1 μm und 0,2 μm. Poliersuspensionen DiaPro Dac, DiaPro Nap-B

(Struers GmbH, Willich, Deutschland) und Mastermet II (Buehler, ITW Test & Measurement GmbH, Ess-

lingen, Deutschland) sowie die Poliermittel Diamant (2x) und SiO wurden verwendet. Zum Schleifen

und Polieren wurde eine halbautomatische Buehler Phoenix 4000 Maschine (Buehler, ITW Test & Mea-

surement GmbH, Esslingen, Deutschland) eingesetzt. Für Untersuchungen im geätzten Zustand am

Lichtmikroskop und am Rasterelektronmikroskop wurden die eingebetteten Proben zusätzlich für

etwa 3 s bis 5 s mit Bloech & Wedl Ätzmittel (30 ml dest. H₂O, 30 ml HCl Konz. 37% und 0.6 gr. K2S2O5)

geätzt.

Die LM-Bilder wurden mit einem inversen metallurgischen Mikroskop GX71 aufgenommen (Olympus

Europa SE & CO. KG, Hamburg, Deutschland). REM-EBSD- und REM-EDX-Messungen wurden mit ei-

nem Rasterelektronenmikroskop Leo Gemini 1530 VP (Carl Zeiss Microscopy GmbH, Deutschland)

durchgeführt, das mit einem hochauflösenden EBSD-Detektor e-FlashHD und einem EDX-Detektor

XFlash 5030 (Bruker Corporation, USA) ausgestattet ist. Für die EBSD-Analyse betrug die Spannung

20 kV, die minimalen und maximalen Pixelgrößen 0,098 μm und 7,9 μm, der Strahlstrom 10 nA und die

EBSP-Auflösung 160 × 120 Pixel (Elektronenrückstreumuster, EBSP engl. Electron backscatter Pattern).

Für die REM-EDX-Messungen betrug die Pixelgröße 24 nm. Ausgewählte mikrostrukturelle Merkmale

(z. B. Korngröße) wurden mit der frei verfügbaren Software ImageJ 1.52p. ausgewertet [205]. Das Soft-

warepaket ESPRIT 1.9.4 (Bruker Corporation, USA) wurde für die Erfassung, Indexierung und Nachbe-

arbeitung der EBSD- und EDX-Daten verwendet.

4 Methoden und experimentelle Grundlagen 
 
33 
 
Die kristallografische Textur wurde aus ausgewählten REM-EBSD-Messungen mit Hilfe der Software 
MTEX [206] ausgewertet, welche Intensitätsdaten der Orientierungsverteilungsfunktion (ODF: Orien-
tierungsdichteverteilungsfunktion engl. Orientation Distribution Function) ausgibt. Die ODFs wurden 
mit einer Halbwertsbreite von 4,5° berechnet. Es wurde keine Glättung der Daten angewendet. 
Korngrößen und Korngrößenverteilungen, Missorientierungs- (MO-)verteilungen, IPF- (inverse Polfi-
gur, engl. Inverse Pole Figure) und Missorientierungs- (MO-)karten wurden anhand ausgewählter REM-
EBSD-Messungen mit der kommerziellen Software Oxford Instruments Channel 5 (Oxford Instruments 
HKL, Hobro, Denmark) generiert. Bei diesen Auswertungen wurden weder eine Rauschunterdrückung 
noch eine Filterung vorgenommen. MO-Verteilungen und MO-Karten wurden anhand korrelierter Mis-
sorientierungen bestimmt. Die korrelierte Missorientierung stellt die Ausrichtung eines Pixels in Bezug 
auf seine unmittelbaren Nachbarn dar. Diese Pixel für Pixel Auswertung ist durch die Pixelgröße be-
schränkt und bezieht daher nicht unbedingt nur geschlossene Pfade ein. Letztes ist insbesondere bei 
kleinen MO (z. B. < 15°) der Fall (siehe z. B. MO-Karte in Abbildung 5-3d). Trotz dessen stellen MO-Karte 
eine ausreichend gute visuelle Annäherung zur Verteilung der Missorientierungswerte an Korngrenzen 
dar. Bei den Missorientierungsverteilungen (siehe z. B. Abbildung 5-3a) basiert die Häufigkeitszählung 
sowohl bei der PBF-LB/M/316L-Variante als auch, zur Vergleichbarkeit, bei der HR/316L-Variante auf 
einer Klassenbreite von 1°. Die relative Häufigkeit jeder Klasse wurde bei dem zur Klassenmitte gehö-
renden  Wert  geplottet.  Dabei  wurden  Missorientierungswinkel  kleiner  als  2°  nicht  berücksichtigt. 
Dadurch wurden vor allem Noise-Effekte ausgeschlossen (die nominelle Grenze der Winkelauflösung 
bei REM-EBSD beträgt etwa 0,5° [207]), da die Erfassung von Missorientierungen (MOs) im Inneren der 
gerichteten Zellen der PBF-LB/M/316L-Variante, die bis zu 1,5° betragen können [56], aufgrund der 
eingesetzten Pixelgröße nicht möglich war (min. 1,95 µm bei den betroffenen Messungen vs. Zellgröße 
üblicherweise kleiner 1 µm [65, 68-70]). Bei der kumulierten Häufigkeit, f (siehe z. B. Abbildung 5-3a) 
wurde eine Streuung von ± 0,03 auf Basis von Wiederholmessungen festgestellt. Die kumulierte Häu-
figkeit (engl. cumulative frequency) wurde in dieser Arbeit für Missorientierungs-Klassen bis 15° be-
stimmt und stellt die Summe der Häufigkeiten der jeweiligen Klassen dar. 15° ist die Winkel-Grenze für 
die Unterscheidung zwischen LAGBs und HAGBs, siehe Abschnitt 5.1.1 und Abbildung 5-3a. 
Die Korngrößen wurden größtenteils mittels REM-EBSD und, in dem Fall von der HR/316L-Variante, 
auch nach dem planimetrischen Verfahren gemäß ASTM E112-13 [208] bestimmt. Beide Methoden ha-
ben vergleichbare Ergebnisse geliefert (siehe Abschnitt 5.1.2). Die Korngröße wurde als Durchschnitts-
wert des Durchmessers von Äquivalentkreisen bestimmt, die die gleiche Fläche des jeweiligen Korns 
aufweisen. Bei der PBF-LB/M/316L-Variante wurden jeweils min. 3 EBSD-Scans auf Ebenen parallel zur 
Aufbaurichtung ausgewertet. Jeder der einzelnen Scans umfasste eine Fläche von min. 3 mm2. Die mi-
nimale Anzahl an Pixeln, die ein Korn enthalten darf, wurde bei jedem Scan angepasst, um einer Fläche 
von 1185,8 µm2 zu entsprechen, und die Klassenbreite wurde ebenfalls angepasst. Dadurch wurden in 
jedem Fall insgesamt mehr als 1500 Körner für die Auswertung der Korngrößenverteilung berücksich-
tigt und die Vergleichbarkeit mit den Daten von Charmi et al. [190] sichergestellt. Bei der HR/316L-
Variante  erfolgte  die  EBSD-Auswertung  der  Korngröße  anhand  von  einem  12 mm2  großflächigen 
EBSD-Scan auf einer Ebene parallel zur Walzrichtung und die minimale Anzahl an Pixeln für ein Korn 
wurde auf 10 festgelegt, als es in dem ISO-Standard 13067 empfohlen wird [209]. Dadurch wurden ins-
gesamt mehr als 14000 Körner berücksichtigt. Die Auswertung nach dem planimetrischen Verfahren 
erfolgte im Bandkontrastbild einer ca. 500 µm x 500 µm senkrecht zur Walzrichtung durchgeführten 
EBSD-Messung. Für  die Auswertung der Korngrößen nach  mechanischer Belastung umfassten die 
EBSD-Scans bei jedem Werkstoffzustand der PBF-LB/M/316L-Variante eine Fläche von min. 4 mm2 
und in jedem Fall wurden insgesamt mehr als 750 Körner berücksichtigt. Bei der HR/316L-Variante um-
fassten die EBSD-Scans eine Fläche von ca. 4 mm2 und mehr als 8000 Körner wurden berücksichtigt. 

4 Methoden und experimentelle Grundlagen

Bei beiden Werkstoffvarianten betrug der zugrunde liegende Missorientierungswinkel 15° und die an-

gegebenen Korngrößen und Standardabweichungen entsprechen jeweils dem aus den betroffenen

EBSD-Scans gebildeten Mittelwert.

Für die Untersuchung von Bruchflächen wurden ein Tescan VEGA3 Rasterelektronenmikroskop (Tescan

Orsay Holding, a. s. Brno, Tschechische Republik) und ein Lichtmikroskop Keyence VHX-2000

(KEYENCE Deutschland GmbH, Deutschland) verwendet.

Rastertransmissionselektronenmikroskopie (STEM) wurde für eine qualitative Charakterisierung der

Versetzungsdichte und Versetzungsstruktur der untersuchten Werkstoffvarianten und deren Interak-

tion mit Gefügebestandteilen, wie beispielsweise Partikel oder Korn- und Subkorngrenzen, eingesetzt.

Es wurden der Zustand vor der Belastung der As-Built-, HT450-, und HT900-Zustände sowie der

HR/316L-Variante und, nach Kriechbelastung bis zum Erreichen der minimalen Kriechrate, bis auf den

As-Built-Werkstoffzustand, die entsprechenden Zustände der PBF-LB/M/316L-Variante untersucht.

Zur Herstellung der STEM-Proben wurden bei beiden Werkstoffvarianten 0,5 mm dünne Scheiben her-

gestellt. Vor der Belastung wurden sie parallel (Ebenen XZ bzw. YZ in Abbildung 4-1) und nach Kriech-

belastung senkrecht (Ebene XY in Abbildung 4-1) zur Aufbaurichtung/Walzrichtung abgetrennt. Die

0,5 mm dünne Scheiben wurden nach dem Abtrennen beidseitig mit 1200 P Schleifpapier geschliffen,

bis eine Dicke von etwa 100 μm erreicht wurde. Danach wurden sie in einer Zweistrahlanlage elektroly-

tisch auf Elektronentransparenz gedünnt. Dafür wurde ein Tenupol-3-Gerät (Struers GmbH, Dänemark)

bei 24 °C und 25 V mit einer Durchflussrate von 3,1 (willkürliche Einheit, d. h., die Zahl ist proportional

zur Drehgeschwindigkeit vom Motor, der wiederum die Flussrate bestimmt, ist aber auf einer Skala von

1 bis 10 einheitlos) und einer Mischung aus 95 % Essigsäure und 5 % Salzsäure verwendet. Die STEM-

Untersuchungen erfolgten bei einer Beschleunigungsspannung von 200 kV in dem Mikroskop JED-

2200FS (JEOL Ltd., Japan), das mit einer Feldemissionskathode, einem in der Säule eingebauten

"Omega"-Energiefilter und einem Scanning (S)TEM-Gerät ausgestattet ist.

4.3.2 Mikro-Computertomographie

Die in dieser Arbeit verwendeten XCT-Daten wurden im Fachbereich BAM-8.5 mit verschieden XCT-

Scannern aufgenommen und sie wurden auch da ausgewertet. Die Mehrheit der in dieser Arbeit ver-

wendeten XCT-Daten wurden im Fachbereich BAM-8.5 mit einem XCT-Scanner GE v|tome|-x 180/300

(GE Sensing & Inspection Technologies GmbH, Deutschland) unter Verwendung einer 300 kV-Röntgen-

quelle bei einer Spannung von 200 kV und einer Stromstärke von 50 μA aufgenommen. Es wurde ein

Silbervorfilter von 0,25 mm Dicke verwendet und Voxelgrößen von (5 μm)3 und (10 μm)3 für die Unter-

suchung von Rundproben und von (0,438 µm)3 für die Untersuchung eines Stifts mit 0,5 mm Durch-

messer erreicht, welcher aus dem oberen Abschnitt einer PBF-LB/M/316L-Wand entnommen wurde.

Ausgewählte Zug- und Kriechproben des HT450-Zustands wurden an dem kommerziellen CT-Scanner

GE v|tome|x 180/300 (GE Sensing & Inspection Technologies GmbH, Deutschland) unter Verwendung

einer 300 kV-Röntgenquelle bei einer Spannung von 200 kV und einer Stromstärke von 50 μA sowie

ein Vorfilter (0,25 mm Ag) gescannt. Es konnte dabei eine Voxelgröße von 10 µm erreicht werden, die

eine räumliche Auflösung von ca. 20 µm zulässt. Die Untersuchung eines Stifts mit 0,5 mm Durchmes-

ser, welcher aus dem oberen Abschnitt einer PBF-LB/M/316L/HT450-Wand entnommen wurde, wurde

an der CT-Beamline BAMline des Synchrotrons BESSY II mit 50 keV durchgeführt. Es konnte eine Vo-

xelgröße von 0,438 µm erreicht werden. Eine Kriechprobe des HT900-Zustands sowie eine LCF-Probe

wurden an einem für die BAM speziell gebauten CT-Scanner durchgeführt. Dieser ist mit einer 225 kV-

Röntgenröhre (X-RAY WorX GmbH, Garbsen, Deutschland) und einem 2k Flachpaneldetektor (PerkinEl-

mer, Inc., Waltham USA) ausgestattet. Dabei wurde die Kriechprobe mit diesen Parametern unter-

sucht: Beschleunigungsspannung 210 kV, Strömstärke 70 µA, Vorfilter 1 mm Kupfer und 0,25 mm Alu-

minium und es konnte eine Voxelgröße von 10 µm realisiert werden. Bei den LCF-Proben wurden fol-

gende Parameter verwendet: Beschleunigungsspannung 210 kV, Strömstärke 60µA, Vorfilter 1 mm

4 Methoden und experimentelle Grundlagen 
 
35 
 
Kupfer und 0,25 mm Aluminium und es konnte eine Voxelgröße von 5 µm erreicht werden. Zur Filte-
rung der Daten wurde das Plug-in non local means denoising [210, 211] in der Open-Source-Software Fiji 
[212] und zur Analyse der rekonstruierten Volumina wurde die kommerzielle Software VG Studio MAX 
Version 3.3  (Volume  Graphics GmbH,  Deutschland)  in  Kombination  mit  der  Open-Source-Software 
iLastik [213] verwendet. 
4.3.3 Eigenspannungen 
An ausgewählten Proben wurden Messungen von Oberflächeneigenspannungen mittels Diffraktomet-
rie  (OF-ES;  BAM-9.4)  sowie  von  Volumen-Eigenspannungen  mittels  Neutronenbeugung  (NB-ES; 
BAM-8.5) durchgeführt. Die Oberflächeneigenspannungen wurden an Kriech- und LCF-Proben, und die 
Volumeneigenspannungen an Kriech- und Zugproben durchgeführt. Zu dem Zeitpunkt der Erstellung 
dieser Arbeit waren nur Ergebnisse zu den Volumen-Eigenspannungen der Zugproben publiziert [190]. 
Die OF-ES wurden mit einem mobilen Diffraktometer Xstress G3 (StressTech Oy, Vaajakoski, Finnland) 
unter Verwendung der sin2ψ-Methode [214] bestimmt. Die Parameter für die Erfassung der Beugungs-
peaks und die Berechnung der OF-ES sind in [110] zu finden. Die Neutronenbeugungsexperimente wur-
den mit dem winkeldispersiven Diffraktometer E3 am Helmholtz-Zentrum Berlin durchgeführt. Der de-
taillierte Aufbau des Geräts ist in [215] zu finden. Eine Wellenlänge von ≈ 1,476 Å und einen 2𝜃-Winkel 
von 86° wurden zur Aufnahme der Fe-311-Reflexe verwendet. Die Volumeneigenspannungen wurden 
mit einem Beugungsmessvolumen von (2 mm)3 in fünf Messpositionen auf drei Ebenen bestimmt, 
welche entlang des Messvolumens von der Zugprobe verteilt waren. Der Abstand zwischen den einzel-
nen Ebenen betrug 18 mm entlang der Messlänge. Weitere Information zu diesen Messungen inkl. über 
die verwendeten Messebenen und -positionen sind in [190] zu finden. 
4.4 Härte 
Die Härte wurde bei allen drei PBF-LB/M/316L-Zuständen sowie bei der HR/316L-Variante untersucht. 
An dem HT450-Zustand wurden die Mehrheit der Härtemessungen an Reststücken von Türmen durch-
geführt, die für die Fertigung von Zug- und Kriechproben benutzt wurden. Diese Reststücke waren 
rechteckig und stammen aus entweder dem oberen oder unterem Bereich von Türmen und direkt nach 
dem Trennschnitt, der die Türme auf die Gesamtlänge der entsprechenden Proben gebracht hat. Die zu 
untersuchenden Flächen wurden mechanisch bis zu einer 3 µm Körnung poliert. An einem oberen Rest-
stück wurde die Härte auf drei benachbarten Ebenen (zwei parallel zur Aufbaurichtung und eine senk-
recht dazu) vermessen. Auf dem zu dieser Position gehörenden unteren Reststück sowie auf dem Rest 
der, meist unteren, untersuchten Reststücke wurde nur die Oberfläche parallel zur Aufbaurichtung ver-
messen. Bei den As-Built-, und HT900-Zuständen wurden ebenfalls Härtemessungen auf senkrecht 
zur Aufbaurichtung liegenden Oberflächen (untere Reststücke) durchgeführt. Bei der HR/316L-Vari-
ante wurden an einem Block, aus welchem die E-Modul-Proben gefertigt wurden, sechs linienförmige 
Härte-Prüfserien durchgeführt. 
Bei allen Prüfreihen wurden Vickers-Kleinlasthärtemessungen nach DIN EN ISO 6507-1 [216] durchge-
führt. Eine kalibrierte automatische Härteprüfmaschine wurde eingesetzt (Modell: KB 30 SR FA Basic, 
KB Prüftechnik GmbH, Deutschland). HV1 wurde ausgewählt, um Streuungen zu minimieren, die durch 
feine mikrostrukturelle Merkmale verursacht werden könnten. Dafür wurde ein Vergleich zwischen der 
erwarteten Diagonallänge und der Mikrostruktur durchgeführt. Die Messunsicherheit, 𝑈𝑀, wurde ge-
mäß DIN EN ISO 6507-1, Anhang D, berechnet [216]. 
  

5 Ergebnisse 
 
36 
 
5 Ergebnisse 
Dieses Kapitel stellt die Ergebnisse der durchgeführten experimentellen Untersuchungen dar. Thema-
tisch ist es in drei Teile untergliedert, welche in neun Abschnitten dargestellt werden. 
Im  Abschnitt  5.1  werden  die  Ergebnisse  der  Charakterisierung der  Mikrostruktur  der  untersuchten 
Werkstoffvarianten vor der Durchführung der Versuche dargestellt. Anschließend werden in den Ab-
schnitten 5.2 bis 5.6 die Ergebnisse der Charakterisierung der mechanischen Eigenschaften durch Här-
temessungen,  Zugversuche,  Resonanzmessungen,  LCF-Versuche  und  Kriechversuche  dargestellt. 
Schließlich werden in den Abschnitten 5.8 und 5.9 die Ergebnisse der grundlegenden Charakterisierung 
der Schädigungsmechanismen sowie der Entwicklung der Mikrostruktur dargestellt. Dabei stellt Ab-
schnitt 5.8 die Charakterisierung der Versagensmerkmale durch u.a. fraktografische Untersuchungen 
und Abschnitt 5.9 die Charakterisierung der Entwicklung ausgewählter mikrostruktureller Merkmale 
nach dem Bruch und in unterbrochenen Verformungszuständen dar. 
Der Fokus der Untersuchungen liegt auf dem HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante und auf 
der HR/316L-Variante. Ausgewählte Ergebnisse der As-Built- und HT900-Zustände werden auch dar-
gestellt. Die Ergebnisse des HT900-Zustands stellen den Effekt der HT900-Wärmebehandlung auf den 
HT450-Zustand dar. 
Die in diesem Kapitel ausgeführten Ergebnisse wurden zum Teil bereits publiziert. Dies betrifft vor al-
lem (i) die Charakterisierung der Mikrostruktur der As-Built- und HT450-Zustände und der HR/316L-
Variante vor der Durchführung der Versuche und (ii) Ergebnisse des mechanischen Verhaltens ein-
schließlich der Kriechversuche (inkl. Nachuntersuchungen) sowie ausgewählter Zugversuchs- und Elas-
tizitätsmodulkennwerte [102, 190, 217, 218]. 
5.1 Mikrostruktur vor der mechanischen Belastung 
In diesem Abschnitt wird die Mikrostruktur vor der mechanischen Belastung von den HT450- und As-
Built-Zuständen der PBF-LB/M/316L-Variante (Abschnitt 5.1.1), von der HR/316L-Variante (Abschnitt 
5.1.2) und schließlich von dem HT900-Zustand (Abschnitt 5.1.3) dargestellt. 
5.1.1 PBF-LB/M/316L/HT450 und PBF-LB/M/316L/As-Built-Wersktoffzustände 
Den ersten Blick auf die Mikrostruktur des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante liefern die 
LM-Aufnahmen in Abbildung 5-1a und b. Die in dem Artikel von Charmi et al. [190] beschriebene schach-
brettartige Kornmorphologie ist auf der Ebene senkrecht zur Aufbaurichtung, Abbildung 5-1a, gut zu 
erkennen. Auf der Ebene parallel zur Aufbaurichtung, Abbildung 5-1b, weisen die Körner eine unregel-
mäßige Form auf, die ein Produkt des epitaktischen Kornwachstums umgeschmolzener Zonen ist. Auf 
den ersten Blick sind sie in parallelen säulenförmigen Bereichen (ab hier kolumnare Bereiche genannt) 
übereinandergestapelt und zeigen die in der Literatur beschriebenen "rippelartigen" Formen [56]. Die 
Korngrenzen  (GB)  und  die  Schmelzbadgrenzen  (MPB)  sind  mit  schwarzen  Pfeilen  gekennzeichnet. 
Zwecks Phasenanalyse wurde neben den in Abbildung 5-1 gezeigten lichtmikroskopischen Aufnahmen 
ein ca. 12 mm2 groß EBSD-Scan (Pixelgröße 7,03 µm) ausgewertet. Diese Auswertung ergibt, dass das 
Gefüge vollständig austenitisch ist, wie die lichtmikroskopische Aufnahme in Abbildung 5-1b aufgrund 
fehlender anderer sichtbarer Phasen nach dem Ätzen bereits vermuten lässt. 

5 Ergebnisse

Abbildung 5-1. Ausgangsmikrostruktur (LM) bei Raumtemperatur im geätzten Zustand. a) und b)

PBF-LB/M/316L/HT450-Werkstoffzustand, c) und d) HR/316L-Werkstoffvariante. Die Koordinaten

wurden im Abschnitt 4.1 erklärt. In allen Bildern entspricht z der Belastungsrichtung. Reproduziert aus

Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

Die XCT-Analyse der Porosität in den untersuchten Rundzugproben (HT450-Zustand) zeigt, dass alle

segmentierten Poren kugelförmig sind. Daher wird davon ausgegangen, dass es sich um Gasporen han-

delt. Die Porosität liegt deutlich unter 0,01 % und die Poren verteilen sich gleichmäßig über das Pro-

benvolumen [102, 190].

Während die LM (Abbildung 5-1) hauptsächlich hochwinklige Korngrenzen, die MPBs und für ihre Auf-

lösung genügend große Defekte sichtbar macht, werden im TEM feinere Details der PBF-LB/M/316L

Mikrostruktur abgebildet. Dies betrifft vor allem die Subkornstruktur und die gerichtete Zellstruktur

mit Versetzungen an den Zellwänden. In Abbildung 5-2a bis c werden repräsentative BF-STEM-Bilder

(BF engl. Bright Field) der Mikrostruktur des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante gezeigt.

Abbildung 5-2a zeigt die Koordinatensysteme der Probe und des Kristalls für die untersuchten Berei-

che. Die Zonenachse (ZA) ist [001] und die Bildebene liegt nahezu senkrecht zur Längsachse der Zell-

struktur. Daher sind in Abbildung 5-2b und c die Zellen mit gleichachsigem Erscheinungsbild zu erken-

nen. Abbildung 5-2b zeigt eine Aufnahme mit geringer Vergrößerung. Das weiße Rechteck markiert die

in Abbildung 5-2c gezeigte höher vergrößerte Aufnahme. In der Abbildung ist qualitativ zu erkennen,

dass der HT450-Zustand eine hohe Versetzungsdichte aufweist. In Abbildung 5-2b wurden links, in der

Mitte und rechts drei Subkörner mit Breiten unter ≈ 10 µm teilweise erfasst, was an den insgesamt

unterschiedlichen Helligkeiten dieser Regionen zu erkennen ist. Die Subkorngrenzen (SGB, engl. Sub-

grain Boundary), welche LAGBs entsprechen, sind in Abbildung 5-2b und c beispielhaft markiert

(schwarze Pfeile). Alle drei Subkörner weisen ähnliche Formen der gerichteten Zellstruktur auf. Quali-

tativ betrachtet beträgt die Zellgröße zwischen 0,5 µm und 1 µm. Eine genauere Charakterisierung mit

ImageJ 1.52p. [205] liefert einen Wert von 662 ± 370 nm. Dieser Wert entspricht dem Durchschnitts-

wert des Durchmessers von Äquivalentkreisen, die die gleiche Fläche der jeweiligen Zelle aufweisen.

Insgesamt wurden dabei 47 Zellen berücksichtigt (Zellen des mittleren Subkorns in Abbildung 5-2b).

Die Mikrostruktur des HT450-Zustands ist in diesem Maßstab eindeutig durch Versetzungsnetzwerke

gekennzeichnet, welche hauptsächlich an den Zellwänden vorhanden sind, wie in der vergrößerten Ab-

bildung 5-2c zu sehen ist. Die Versetzungen befinden sich aber auch im Zellinneren. Alle Versetzungen

5 Ergebnisse

scheinen perfekte Versetzungen, ohne offensichtliche Anzeichen von Dissoziation, zu sein. Die Anord-

nung der Versetzungen ist in den Subkorngrenzen deutlich anders als in den Zellwänden. Da sind die

Versetzungswände schmaler und klarer definiert, während sie in den Zellwänden breiter und diffuser

sind bzw. Versetzungsknäuel (engl. Dislocation Tangles) zu sehen sind. Die Zellwanddicke (Zellwand:

CW, engl. Cell Wall) liegt unter 100 nm. Eine genauere Charakterisierung mit ImageJ 1.52p. [205] liefert

einen Wert von 68 ± 16 nm. Darüber hinaus bestehen lokale Mikrosegregationen mit Anreicherung von

Cr und Mo an den Zellwänden sowie ausgeschiedene Nanopartikel, welche sowohl im Zellinneren als

auch an den Zellwänden zu finden sind. Die Nanopartikel sind an Si- und Mn- angereichert. Basiert auf

dem bis dato neuesten Erkenntnissen (siehe Abschnitt 2.2) handelt es sich wahrscheinlich um meta-

stabile amorphe MnSiO3 Rhodonit-artige Nanopartikel [32, 56, 70, 77-79]. Das Vorhandensein von den

Segregationen und den Partikeln wurde anhand der entsprechenden HAADF-Aufnahmen, EDX-Flä-

chenmessungen und punktuellen EDX-Messungen nachgewiesen (Ergebnisse nicht gezeigt). Dieses

Ergebnis deckt sich mit früheren Beschreibungen der Mikrostruktur von PBF-LB/M/316L in diesem

Maßstab, z. B. in [62, 69].

Abbildung 5-2. Ausgangsmikrostruktur bei Raumtemperatur (BF-STEM). a), b) und c):

PBF-LB/M/316L/HT450-Werkstoffzustand, d), e) und f): HR/316L-Werkstoffvariante. b) und e): Über-

sicht, c) und f): höhere Vergrößerung zeigt Detail von weißen Rechtecken in b) und e). Die Koordinaten

wurden im Abschnitt 4.1 erklärt. Reproduziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0,

5 Ergebnisse

Weitere mikrostrukturelle Merkmale der As-Built und HT450-Zustände werden anhand REM und

REM-EBSD-Ergebnisse in Abbildung 5-3 gezeigt. In Abbildung 5-3a wird die korrelierte Missorientie-

rungsverteilung als Missorientierungswinkel (x-Achse) gegenüber der relativen Frequenz als Bruchteil

(y-Achse) dargestellt. Das Maximum, mit etwa 30 % Häufigkeit, befindet sich in der Klasse 2° bis 3°.

Ein zweites lokales Maximum, mit etwa 1,5 % Häufigkeit (schwarzer Pfeil), befindet sich um 45° MO.

Bei allen PBF-LB/M/316L-Zuständen liegen etwa 50 % der Missorientierungswinkel (MO) unter 15°,

wie aus den Werten der kumulierten Häufigkeit (cum. f) zu entnehmen ist. Auf Basis des Ergebnisses

in Abbildung 5-3a wurde 15° als untere Grenze gesetzt, um die Korngrößenverteilung (Abbildung 5-3b)

zu beschreiben. Das bedeutet, dass Körner mit MO < 15° davon ausgeschlossen wurden. Offenbar be-

trifft es am ehesten die Subkörner, die mittels LAGBs getrennt sind und z. B. mittels STEM (Abbildung

5-2) beobachtet wurden.

Abbildung 5-3. Weitere mikrostrukturelle Merkmale der HR/316L-Variante und der As-Built und

HT450-Zustände. a) Missorientierungsverteilungen (REM-EBSD), b) Korngrößenverteilungen

(REM-EBSD), c) Polfiguren zur Darstellung der Textur (REM-EBSD), d) IPF-Karten (drei ersten Abbil-

dungen) und Missorientierungskarte (ganz rechts, REM-EBSD), e) kleinste beobachtete Hohlräume

(gelbe Pfeile, REM-RE).

0 10 20 30 40 50 60

0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

0.30

0.35 HR

PBF-LB As-Built

PBF-LB HT450

Relative frequency

Misorientation (°)

Cum. f (±0.03)

MO<15°

0.033

0.510

0.517

50 100 150 200 250

0.00

0.10

0.20

0.30

0.40

0.50

0.60

0.70 HR

PBF-LB As-Built

PBF-LB HT450

Relative frequency

Grain size (µm)

Mean Grain Size

(MO > 15°):

27.9 ± 9.1

76.3 ± 36.8

73.7 ± 33.1

5 Ergebnisse 
 
40 
 
In  der  Literatur  werden  Missorientierungswinkel  häufig  für  die  Klassifizierung  zwischen  Großwin-
kel- und Kleinwinkelkorngrenzen verwendet (engl. High Angle- and Low Angle- Grain Boundary bzw. 
HAGB/LAGB) und die durchschnittliche Korngröße wird normalerweise auf der Grundlage der durch die 
HAGBs geteilten Körner angegeben [65]. Vor diesem Hintergrund wird in dieser Arbeit die Korngröße 
für durch HAGBs getrennte Körner (MO > 15°) vorgenommen. Dadurch wird eher die Kornmorphologie 
beschrieben, die mit Lichtmikroskopie (Abbildung 5-1) zu erkennen ist, und die Ergebnisse sind sowohl 
direkt mit den Daten von Charmi et al. [190] als auch qualitativ mit den vorhandenen Literaturdaten 
vergleichbar. Die Auswahl von 15°als HAGB/LAGB Grenze impliziert auch, dass Missorientierungen un-
ter 15° LAGBs entsprechen. Als unterer Grenzwert für die Missorientierung der LAGBs wurde 2° wegen 
der bisher berichteten maximalen Missorientierung innerhalb der Zellen von 1,5° [56] gewählt. 
In Abbildung 5-3b wird die Korngrößenverteilung dargestellt. Die mittlere Korngröße beträgt für den 
HT450-Zustand 73,7 ± 33,1 µm und für den As-Built-Zustand 76,3 ± 36,8 µm und unterscheiden sich 
damit nicht signifikant. 
In Abbildung 5-3c ist die Textur anhand von Polfiguren dargestellt. Charakteristisch für die As-Built und 
HT450-Zustände (Abbildung 5-3c, Mitte und rechts) sind eine {110}-Texturkomponente in der Aufbau-
richtung (z-Achse) sowie {100}-Texturkomponenten in den Richtungen der Scanvektoren (x- und y-
Achsen). Außerdem sind <001> Orientierungen überwiegend in den Zonen zwischen den kolumnaren 
Bereichen, im Folgenden interkolumnare Bereiche (IR, engl. Intercolumnar Region) genannt, zu finden. 
Dieses Ergebnis ist vergleichbar und in Übereinstimmung mit den Ergebnissen von Sprengel et al. und 
Charmi et al. von derselben Werkstoffvariante [115, 190]. 
Abbildung 5-3d zeigt beispielhaft anhand einer Messung an dem HT450-Zustand IPF-Karten mit MO-
Grenzwert für HAGBs = 15° (IPF, engl. Inverse Pole Figure) in x (IPFX), y (IPFY) und z (IPFZ) Richtung 
(linke Seite; erste drei Abbildungen) sowie eine Missorientierungskarte (rechte Seite, schwarz und 
blau). Die dargestellten Orientierungen in den drei IPF-Karten entsprechen erwartungsgemäß der an-
hand der Polfiguren (Abbildung 5-3c, Mitte und rechts) dargestellten Textur. Besonders in der IPFZ-
Karte fällt es durch das vorherrschende Auftreten von <110> Orientierungen (grün) auf. Darüber hinaus 
kann man anhand der Missorientierungskarte erkennen, dass die interkolumnaren Bereiche (IR, engl. 
Intercolumnar Region) eine höhere Konzentration von Missorientierungswerten zwischen 2° und 15° 
(blau in der MO-Karte ganz rechts) aufweisen, was in der Literatur zu diesem Werkstoff bereits berich-
tet wurde [86]. In den interkolumnaren Bereichen verlaufen die Korngrenzen tendenziell parallel zur 
Aufbaurichtung (z-Achse). In den kolumnaren Bereichen selbst verlaufen sie eher senkrecht oder 45° 
dazu. Längliche Körner bzw. Regionen von Körnern befinden sich dementsprechend vor allem in den 
interkolumnaren Bereichen. Das Aussehen der Körner ist aber durch den Grenzwert von 15° bedingt und 
kann eventuell auch durch die zweidimensionale Natur des Schliffbildes bedingt sein. Die interkolum-
naren Bereiche befinden sich in der Mitte der Schmelzbadgrenzen (MPB, engl. Melt Pool Boundary), wie 
in der IPFX-Karte schematisch anhand von schwarzen gestrichelten Linien dargestellt ist. Die Orientie-
rung der Korngrenzen zur Aufbaurichtung in diesen Bereichen ergibt sich durch das epitaktische Korn-
wachstum (siehe Abschnitt 2.2). 
Abbildung 5-3e zeigt REM-Aufnahmen von den As-Built und HT450-Zuständen. In allen drei Bildern 
lassen sich Subkorngrenzen erkennen (siehe schwarze Pfeile), welche auch mit STEM festgestellt wur-
den (Abbildung 5-2b und c). Außerdem hebt Abbildung 5-3e ein Merkmal hervor, dass bei diesen beiden 
Werkstoffzuständen vor der Belastung festgestellt wurde: an den Korngrenzen, insbesondere an den 
HAGBs, wurden am REM in metallographischen Schliffen beim polierten Zustand sehr kleine Hohl-
räume mit Größen bis in den Submikrometerbereich (siehe gelbe Pfeile) beobachtet, d.h., unterhalb der 
Auflösungsgrenze der durchgeführten XCT-Scans. Diese Hohlräume wurden an Korngrenzen an meh-
reren Stellen festgestellt, erscheinen offenbar unabhängig z. B. von der Lage der Korngrenze in Bezug 
auf die Aufbaurichtung und scheinen nicht regelmäßig im Volumen verteilt zu sein. Außerdem treten 

5 Ergebnisse

sie in der Regel nicht einzeln auf, sondern, wie in Abbildung 5-3e zu sehen ist, neben oder in Verbindung

mit anderen Hohlräumen, so dass sie einen länglichen Hohlraum entlang der betroffenen Korngrenze

bilden. Proben der betroffenen Zustände wurden mehrmals erneut metallographisch präpariert und

zwischenuntersucht. Bei jeder Zwischenuntersuchung waren diese Hohlräume in unterschiedlichem

Maße erkennbar. Bei manchen Zwischenuntersuchungen waren sie kaum zu beobachten. Darüber hin-

aus konnte anhand von vereinzelten REM-EDX-Messungen im Bereich der Hohlräume ein Cr-Signal

festgestellt werden, was die Existenz von Ausscheidungen an den Korngrenzen als mögliche Ursache

des Auftretens der Hohlräume am REM-Bild nicht ausschließen lässt. Diese Merkmale (Hohl-

räume/Ausscheidungen) wurden auch mit XCT bei einer Voxelgröße von (0,438 µm)3 an einem kleinen

vertikal ausgerichteten Stift mit 0,5 mm Durchmesser festgestellt, der aus dem oberen Abschnitt einer

Wand entnommen wurde [219]. Dabei wurden nur wenige dieser Merkmale entdeckt, und der kleinste

hatte einen Durchmesser von 2,7 µm. Die Detektion dieser Hohlräume im REM und mit XCT sowie die

Ergebnisse ausgewählter EDX-Messungen deuten darauf hin, dass sie eher keine Präparationsarte-

fakte sind und tatsächlich sowohl im As-Built als auch im HT450-Zustand vorhanden sind. Eine end-

gültige Aussage verlangt weitere gezielte Untersuchungen. Diese Hohlräume können entweder

Gasporen sein, oder nach dem Ablösen von Partikeln entstanden sein. Wenn sie Gasporen sind, wird

davon ausgegangen, dass sie kaum einen Einfluss auf den bereits angegebenen Wert der Porosität

(deutlich unter 0,01 %) haben, welcher bei einer Voxelgröße von (10 µm)3 gemessen wurde.

Insgesamt weist die PBF-LB/M/316L-Variante eine hierarchisch organisierte Mikrostruktur auf, die aus

den in Abbildung 5-1 und Abbildung 5-3d dargestellten Körnern und den Subkörnern, Poren, sowie aus

der gerichteten Zellstruktur mit lokalen Segregationen von Cr und Mo an den Zellwänden und ausge-

schiedenen Partikeln besteht. Dieses Ergebnis stimmt mit den aktuellen Literaturerkenntnissen über-

ein (siehe Abschnitt 2.2). Der Anteil der Missorientierungswerte unter 15° liegt bei etwa 50 %. Die mitt-

lere Korngröße (MO > 15°; Fläche > 1186 µm2) beträgt etwa 75 µm.

Die HT450-Wärmebehandlung (450°C / 4 h) hat auf allen Längenskalen der Mikrostruktur des As-

Built-Zustands keine wesentlichen Änderungen verursacht. Die gerichtete Zellstruktur ist stabil ge-

blieben. Der Abbau der Volumen-Eigenspannungen (As-Built vs. HT450-wärmebehandelte Rohlinge)

war gering (kleiner als 5 %), wie es von Sprengel et al. in [115] beschrieben wird. Die Probenfertigung

hat einen stärkeren Eigenspannungsabbau als die Wärmebehandlung bewirkt: die Eigenspannungen in

den Prüfkörpern liegen 10-20 % unter denen derjenigen in den rechteckigen Rohlingen.

Die Oberflächeneigenspannungen, welche bei fünf HR/316L-LCF-Proben und einer

PBF-LB/M/316L/HT450-LCF, einer -Zug und einer Kriechprobe bestimmt wurden, betragen in Längs-

richtung zwischen ca. -440 MPa und ca. -200 MPa (durchschnittlich etwa -300 MPa). Nach der Politur

wurden sie jeweils an einer LCF-Probe bestimmt und lagen bei der HR/316L-Variante durchschnittlich

bei etwa -400 MPa. Bei dem HT450-Zustand waren sie sehr niedrig (etwa -20 MPa). Die Ergebnisse

hatten generell eine große Streuung und große Fehlerbalken.

5.1.2 Warmgewalzte Werkstoffvariante (HR/316L)

Abbildung 5-1c und d zeigt repräsentative lichtmikroskopische Aufnahmen der HR/316L-Variante. Die

Gefügemorphologie ist gleichachsig und es sind Zwillinge vorhanden, die einen erheblichen Anteil der

Körner ausmachen. Auf beiden Schliffbildern ist Delta-Ferrit zu erkennen. Er tritt in verschiedenen Grö-

ßen auf und hat meist eine längliche Morphologie, die je nach Analyseebene auch kreisförmig oder oval

erscheinen kann. Die Phasenanteile wurden aus zwei EBSD-Scans bestimmt. Der Anteil an Delta-Ferrit

beträgt ca. 0,9 %. Der Rest des Gefüges ist vollständig austenitisch. Diese Variante von 316L eignet

sich gut als Referenz, da sie ein idealisiertes feines vollständig rekristallisiertes gleichachsiges Gefüge

darstellt, welches sich für zahlreiche Anwendungen eignet.

5 Ergebnisse 
 
42 
 
Abbildung 5-2d bis f zeigt repräsentative BF-STEM-Bilder der Ausgangsmikrostruktur der HR/316L-
Variante. Darin zeigt Abbildung 5-2d die Koordinatensysteme der Probe und des Kristalls für die unter-
suchten Bereiche. Abbildung 5-2e zeigt eine Aufnahme mit geringer Vergrößerung. Dabei markiert das 
weiße Rechteck die in Abbildung 5-2f gezeigte, höher vergrößerte Aufnahme. In Abbildung 5-2e und f 
handelt es sich bei dem rundlichen, dunkleren Bereich um Delta-Ferrit. Dieser wurde am TEM durch 
einen erhöhten Cr- und Mo-Gehalt mittels EDX sowie durch die Analyse des selektiven Elektronenbeu-
gungsmusters (SADP, engl. Selected Area Diffraction Pattern) an diesem und an mehreren ähnlichen 
Partikeln identifiziert. Das eingefügte SADP in Abbildung 5-2e wurde an dem rund erscheinenden Teil-
chen bei einer Probenkippung ≈ 11° gegenüber dem BF-STEM-Bild aufgenommen. Außer diesen Delta-
Ferritpartikeln stellen Zwillinge (in Abbildung 5-1c und d sichtbar) in diesem Material große planare 
Defekte dar, an denen Versetzungen interagieren. Die Zwillinge weisen gezackte Grenzflächen auf. Die 
Versetzungsdichte ist insgesamt mindestens eine Größenordnung niedriger als bei dem HT450-Zu-
stand der PBF-LB/M/316L-Variante (Abbildung 5-2a bis c) und die Versetzungen haben größere mitt-
lere freie Weglängen zwischen Grenzflächenhindernissen, z. B. Delta/Gamma-Grenzflächen oder Zwil-
lings- und Großwinkelkorngrenzen. Außerdem ist eine allgemeine Beobachtung in der HR/316L-Vari-
ante, dass die Versetzungsdichte zwar insgesamt niedrig ist, aber in Richtung dieser planaren Defekte 
zunimmt, z. B. in der Nähe des Delta-Ferritpartikels in Abbildung 5-2e. In Abbildung 5-2e ist außerdem 
deutlich, dass die wenigen vorhandenen Versetzungen in Reihen entlang einiger weniger Gleitebenen 
lokalisiert sind (siehe schematische Gitterebenen und -richtungen in Abbildung 5-2d). Darüber hinaus 
zeigt ein genauerer Blick in den mit einem weißen Rechteck markierten Bereich in Abbildung 5-2e, dass 
mehrere dieser Versetzungen in Partialversetzungen aufgespalten sind, was durch die dunkleren Kon-
traste  zwischen  Versetzungspaaren  zu  erkennen  ist,  die  auf  schrägen  Gleitebenen  liegen  (siehe 
schwarze Pfeile in Abbildung 5-2f). 
In Abbildung 5-3 werden weitere mikrostrukturelle Merkmale der HR/316L-Variante gezeigt. Um die 
Vergleichbarkeit mit den Ergebnissen der PBF-LB/M/316L-Variante zu sichern, wurde 15° als untere 
Grenze gesetzt, um die Korngrößenverteilung (Abbildung 5-3b) zu beschreiben. Dadurch wird in Abbil-
dung 5-3 die Kornmorphologie beschrieben, die mit Lichtmikroskopie (Abbildung 5-1c und d) zu erken-
nen ist. 
In Abbildung 5-3a wird die Missorientierungsverteilung dargestellt (blaue Kurve). Im Gegensatz zu den 
Ergebnissen der PBF-LB/M/316L-Variante ist der Anteil an MO < 15° mit 0,03 % in diesem Fall erheb-
lich kleiner. Ca. 50 % des Anteils an MO > 15° liegt über 50°. Das deutlich sichtbare Maximum mit etwa 
35 % Häufigkeit befindet sich in der Klasse 59° bis 60° und gehört den Missorientierungen der Zwil-
lingsgrenzen, die durch 60°-Drehungen um <111> dargestellt werden können [220], und oft als ∑3 Gren-
zen bezeichnet werden. Ein zweites Maximum liegt zwischen 38° und 40° und gehört offenbar den 
Großwinkelkorngrenzen. Der ∑-Wert wird oft in Verbindung mit dem CSL-Modell verwendet (engl. Con-
cidence Site Lattice), welches besagt, dass es bei bestimmten Orientierungen zwischen zwei sich durch-
dringenden Gittern eine Anzahl von Positionen gibt, an denen die Atome zusammenfallen. Die Zahl 
neben ∑ steht für den Kehrwert der Dichte der Atome an koinzidenten Stellen: bei einer ∑3-Grenze 
befinden sich 1/3 der Atome an koinzidenten Stellen [221]. 
In Abbildung 5-3b wird die Korngrößenverteilung dargestellt (blau). Diese unterscheidet sich erheblich 
von der der PBF-LB/M/316L-Variante (grau und schwarz). Die Mehrheit der Körner haben Korngrößen 
kleiner als 50 µm. Die mittlere Korngröße wurde sowohl mittels EBSD als auch nach dem planimetri-
schen Verfahren gemäß ASTM E112-13 [208] bestimmt und beide Methoden haben vergleichbare Er-
gebnisse geliefert. Die Korngröße entspricht einer Korngrößenzahl G von 7,0 nach ISO 643 [222], was 
einem mittleren Durchmesser von ca. 30 µm darstellt. 
In  Abbildung  5-3c  ist  die  Textur  anhand  von  Polfiguren  dargestellt.  Insgesamt  ist  die  Textur  der 
HR/316L-Variante weniger stark ausgeprägt als die der PBF-LB/M/316L-Variante und die HR/316L-

5 Ergebnisse

Variante weist eine Walztextur auf. Diese besteht aus {100} und, etwas stärker ausgeprägt, [111}-Tex-

turkomponenten in Walzrichtung (z). Außerdem bestehen {110} und {111}-Texturkomponenten in ande-

ren Richtungen auf der Ebene senkrecht zu TD (x). Dieses Ergebnis ähnelt Texturergebnissen von kalt-

gewalztem 316L von Mokhtari et al. [223].

5.1.3 Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h

Im Folgenden werden, anhand von Abbildung 5-4 bis Abbildung 5-6 die mikrostrukturellen Merkmale

des HT900-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante bzw. die Entwicklung der Mikrostruktur des

HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante nach der Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h (HT900-

Wärmebehandlung) dargestellt.

Abbildung 5-4a zeigt eine lichtmikroskopische Aufnahme einer Ebene parallel zur Aufbaurichtung. Die

Kornmorphologie von Abbildung 5-1b bleibt erhalten. Die Korngrenzen sind mit schwarzen Pfeilen ge-

kennzeichnet. Die Schmelzbadgrenzen (MPB) sind zwar weiterhin erkennbar, aber weniger sichtbar als

bei dem HT450-Zustand. Es wird davon ausgegangen, dass die Wärmebehandlung die Porosität nicht

beeinflusst hat: sie liegt weiterhin deutlich unter 0,01 % und die Poren verteilen sich gleichmäßig über

das Volumen.

Abbildung 5-4. Mikrostruktur des HT900-Zustands. a) Lichtmikroskopische Aufnahme parallel zur

Aufbaurichtung (z), b) IPF-Karten und c) Polfigur zur Darstellung der Textur (REM-EBSD), d) und e)

Missorientierungs- und Korngrößenverteilungen (REM-EBSD), f) REM-RE-Aufnahme und Elementkar-

ten (REM-EDX). GB: (Großwinkel-)korngrenze, MPB: Schmelzbadgrenze.

Die Ergebnisse in Abbildung 5-4b bis e beruhen auf drei EBSD-Scans parallel zur Aufbaurichtung. Der

zugrundeliegende Missorientierungswinkel beträgt 15°.

In Abbildung 5-4b sind IPF-Karten in x (IPFX), y (IPFY) und z (IPFZ) Richtung zu sehen. Es gibt keine

wesentliche Änderung der Kornmorphologie im Vergleich zum HT450-Zustand (siehe Abschnitt 5.1.1)

und die interkolumnaren Bereiche haben weiterhin eine höhere Konzentration von Missorientierungs-

werten zwischen 2° und 15°. Bei der Textur (Abbildung 5-4c) gibt es auch keine wesentliche Änderung

(siehe Abbildung 5-3c), was die Erkenntnisse von Sprengel et al. [115] an anderen Proben derselben

0 10 20 30 40 50 60

0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

0.30

0.35

PBF-LB HT450

PBF-LB HT900

Relative frequency

Misorientation (°)

Cum. f (±0.03)

MO<15°

0.517

0.511

50 100 150 200 250

0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

0.30

0.35 PBF-LB HT450

PBF-LB HT900

Relative frequency

Grain size (µm)

Mean Grain Size

(MO > 15°):

73.7 ± 33.1

74.3 ± 32.8

5 Ergebnisse

Werkstoffvariante bestätigt. In Abbildung 5-4d wird die korrelierte Missorientierungsverteilung darge-

stellt und dabei gibt es auch keine wesentliche Änderung. Die mittlere Korngröße (Abbildung 5-4e)

beträgt 74,3 ± 32,8 µm, was auch keine signifikative Änderung nach der HT900-Wärmebehandlung im

Vergleich zum HT450-Zustand (Korngröße = 73,7 ± 33,1 µm) darstellt.

Abbildung 5-4f zeigt beispielhaft eine REM-Abbildung und eine dazu gehörende REM-EDX-Messung.

Nach der HT900-Wärmebehandlung wurden die bei dem HT450-Zustand beobachteten sehr kleinen

Hohlräume an den Korngrenzen nicht gefunden. Darüber hinaus sind vereinzelt an den Korngrenzen,

und unabhängig von deren Orientierung in Bezug auf die Aufbaurichtung, Cr-, Mo-reiche Ausscheidun-

gen mit Größen bis in den Submikrometerbereich vorhanden. Schließlich sind im dem RE-Bild Subkorn-

grenzen sichtbar (schwarze Pfeile), welche auch im STEM in Abbildung 5-6 zu sehen sind.

Abbildung 5-5 zeigt repräsentative REM-RE-Aufnahmen von den drei untersuchten PBF-LB/M/316L-

Werkstoffzuständen im geätzten Probenzustand. Der Z-Kontrast und der lokal unterschiedlich starke

Ätzungseffekt ermöglichen es, die von der gerichteten Zellstruktur charakteristischen Mikrosegrega-

tionen an Cr und Mo zu erkennen, welche mit den Zellwänden hoher Versetzungsdichte übereinstim-

men [62]. Also bestätigen Abbildung 5-5a und b das Vorhandensein der Mikrosegregationen an den

Zellwänden der Zellstruktur, auf die bereits anhand von den STEM-Ergebnissen im Abschnitt 5.1.1 hin-

gewiesen wurde. Nach der HT900-Wärmebehandlung (Abbildung 5-5c) ist die Zellstruktur bzw. sind

die entsprechenden Mikrosegregationen nicht mehr zu sehen. Die Schmelzbadgrenzen sind weiterhin

erkennbar, dennoch sind sie breiter und weniger sichtbar.

Abbildung 5-5. Effekt der Wärmebehandlung auf die gerichtete Zellstruktur der drei untersuchten PBF-

LB/M/316L-Werkstoffzustände anhand von REM-RE-Aufnahmen im geätzten Zustand. a) As-Built-,

b) HT450-, c) HT900-Zustand. MPB: Schmelzbadgrenze.

Abbildung 5-6 zeigt weitere BF-STEM-Aufnahmen der Mikrostruktur des HT450-Zustands (Abbildung

5-6a bis c) sowie Aufnahmen des HT900-Zustands (Abbildung 5-6d bis i). Die Koordinatensysteme der

Probe und des Kristalls für die untersuchten Bereiche werden für jede Spalte jeweils oben dargestellt.

Die in Abbildung 5-6b und c dargestellten Aufnahmen, mit ZA [011], dienen sowohl zur Ergänzung von

Abbildung 2a bis c, welche ZA [001] darstellen, als auch als weitere Grundlage für die Untersuchung des

Effekts der HT900-Wärmebehandlung. Die Bildebene liegt dabei parallel zur Längsachse der gerichte-

ten Zellen. Dadurch werden die Wände der gerichteten Versetzungszellen deutlicher sichtbar. In Abbil-

dung 5-6e und f werden Aufnahmen mit ZA [001] und Schnittfläche parallel zur Längsachse der ge-

richteten Zellen gezeigt. Schließlich werden in Abbildung 5-6h und i Aufnahmen mit ZA [011] und

Schnittfläche diagonal zur Längsachse der gerichteten Zellen gezeigt.

5 Ergebnisse

Abbildung 5-6. BF-STEM-Aufnahmen des a) bis c) HT450-Zustands, als Ergänzung zur Abbildung 5-2,

und d) bis i) des HT900-Zustands. CW: Zellwand, SGB: Subkorngrenze, schwarze Pfeile zeigen (exemp-

larisch) Partikel und blaue Pfeile Versetzungsnetzwerke.

In Abbildung 5-6b und c (HT450-Zustand) sind manche der in Bezug auf Abbildung 5-2b und c beschrie-

benen Merkmale des HT450-Zustands in diesem Maßstab wiedererkennbar: die Subkorngrenzen sind

weiterhin als eher schmal und klar definierte Grenzen (SGB, schwarze Pfeile) und einzelne Subkörner

sind durch Helligkeitsunterschiede zu erkennen. Im rechten Teil der Abbildung 5-6h und i sind Subkorn-

grenzen als reguläre Anordnungen Versetzungen gleicher Art zu erkennen. Die Zellwände (CW,

schwarze Pfeile), als längliche dunkle Merkmale sichtbar, enthalten Versetzungsknäuel (engl. Disloca-

tion Tangles) und sind dicker und diffuser als die Subkorngrenzen. Die Zellwanddicke liegt weiterhin

unter 200 nm, Versetzungen sind weiterhin auch im Zellinneren zu finden und die Si- und Mn-reichen

Partikel sind auch weiterhin zu sehen (Abbildung 5-6b, schwarze Pfeile ohne Text, exemplarisch).

Bei dem HT900-Zustand (Abbildung 5-6d bis i) bestehen Änderungen. Da ist die Versetzungsdichte

insgesamt, qualitativ betrachtet, höher als bei der HR/316L-Variante (Abbildung 5-2e und f) und nied-

riger als bei dem HT450-Zustand (Abbildung 5-2b und c und Abbildung 5-6a bis c). Außerdem ist die

gerichtete Zellstruktur insgesamt weniger deutlich erkennbar als bei dem HT450-Zustand. Die Zell-

wände, wenn erkennbar, sind insgesamt weniger ausgeprägt, schmaler, weniger diffus und weniger

kontinuierlich. Diese bestehen offenbar nicht mehr aus Versetzungsknäulen, sondern aus eher irregu-

lären Versetzungsnetzwerken. Weitere Versetzungsnetzwerke sind auch an Stellen zu finden, die nicht

unbedingt dem Verlauf ehemaliger Zellwände folgen, und welche offenbar aus der Wechselwirkung

zwischen Versetzungen aus sowohl ehemaligen Zellwänden als auch dem Zellinneren stammen (siehe

exemplarisch blauer Pfeil). Dies deutet darauf hin, dass die Wärmebehandlung bei 900°C zu Erholungs-

vorgängen hinsichtlich der Versetzungsstrukturen geführt hat. Darüber hinaus sind, in Übereinstim-

mung mit den Ergebnissen in Abbildung 5-5, die Mikrosegregationen an den Zellwänden anhand von

5 Ergebnisse 
 
46 
 
den entsprechenden HAAD-Aufnahmen (Ergebnisse nicht gezeigt) nicht mehr festzustellen. Dieses Er-
gebnis bestätigt die Erkenntnisse in Abbildung 5-5 und damit auch denen von Sprengel et al. an ande-
ren Proben derselben Werkstoffvariante [115]. Partikel (schwarze Pfeile, ohne Text, exemplarisch), wei-
terhin an Si- und Mn- angereichert, wie mit punktuellen EDX-Messungen bestätigt, sind offenbar öfter 
und weiterhin sowohl im Zellinneren als auch an Zellwänden zu finden. Diese sind sowohl als eher helle 
als auch als eher dunkle Partikel zu sehen. Eine Wechselwirkung der Versetzungen mit den Partikeln 
ist an mehreren Stellen festzustellen. 
Schließlich wurde der Abbau der Eigenspannungen nach der HT900-Wärmebehandlung in der Arbeit 
von Sprengel et al. [115] für andere Rohlinge desselben Werkstoffzustands berichtet und war von 86 % 
in der Aufbaurichtung. 
5.2 Härte 
In diesem Abschnitt werden die Ergebnisse der durchgeführten Härtemessungen dargestellt (Abbil-
dung 5-7 und Abbildung 5-8). Die in Abbildung 5-7a, b und c als Konturdiagramme dargestellten Ergeb-
nisse hatten das Ziel, eine geeignete Größe für die weiteren Eindrucksmatrizen bei anderen Reststü-
cken zu wählen (Ergebnisse in Abbildung 5-8a) und wurden anhand von Messungen auf drei benach-
barten Ebenen eines oberen Reststücks erstellt. Die Lage der einzelnen Härteeindrücke ist in Abbildung 
5-7 als schwarze Punkte markiert. Jedem Härtewert wird ein Grauwert anhand der in Abbildung 5-7b 
angezeigten Legende zugeordnet. Der Abstand zwischen den Indentierungen beträgt 1,2 mm. Die mi-
nimalen und maximalen Messwerte in allen drei Oberflächen betragen 183 HV1 und 247 HV1. Die Fläche 
ist anhand einer linearen Interpolation mit weiteren Grauwerten gefüllt. Zusätzlich wurde zwecks einer 
übersichtlicheren Darstellung der Messergebnisse eine Glättung nach dem Thin-Plate-Spline Algorith-
mus mit den Standardparametern von OriginLab angewendet [224]. 
Die jeweils über den Konturdiagrammen angegebenen Härtewerte stellen die Mittelwerte aller Mess-
punkte der jeweiligen untersuchten Ebene dar. Die erweiterte Messunsicherheit, 𝑈𝑀, ist in jedem Fall 
angegeben. Der Gesamtmittelwert aus allen Messungen an den drei Ebenen beträgt 213 ± 9 HV1 (an-
gegeben ist hier ebenfalls 𝑈𝑀). In Abbildung 5-7a wurde der Messwert bei der Koordinate (0,0) wegen 
einer schlechten Qualität des Härteeindruckes nicht berücksichtigt. Insgesamt scheint die Verteilung 
der Härte auf den Konturdiagrammen in Abbildung 5-7a, b und c zufällig verteilt zu sein: es ist keine 
unmittelbare Korrelation zwischen Position innerhalb des Reststückes und einzelnen Härtewerten zu 
erkennen. Der Gesamtmittelwert der Eindrucksdiagonale beträgt 93,7 µm und ist somit größer als die 
Korngröße von etwa 75 µm. Dadurch ist sichergestellt, dass etwaige Streuung oder Größeneffekte, die 
durch die hierarchische Natur der Mikrostruktur verursacht werden könnten (siehe Abschnitt 2.3.1), mi-
nimiert werden. 
  

5 Ergebnisse

Abbildung 5-7. Ergebnisse der Untersuchung an den drei benachbarten Ebenen des HT450-Zustands

der PBF-LB/M/316L-Variante. a) und b) parallel zur Aufbaurichtung, c) senkrecht dazu. Bei allen Dia-

grammen ist die Aufbaurichtung entlang z (in c) senkrecht zum Bildschirm). Die Mittelwerte inkl. er-

weiterte Messunsicherheit, 𝑈𝑀, sind jeweils angegeben.

Anhand der Ergebnisse in Abbildung 5-7 wurde eine Eindrucksmatrix von 6 x 6 Härteeindrücken als Ba-

sis für die in Abbildung 5-8 gezeigten Ergebnisse ausgewählt. Die Eindrucksmatrix deckt eine Fläche

von etwa 6 mm x 6 mm ab und liegt in der Mitte der Oberfläche senkrecht zur Aufbaurichtung. Diese

Sub-Matrix weist einen Mittelwert von 210 ± 9 HV1 auf (siehe Abbildung 5-7c). Die Größe 6 x 6 ist re-

präsentativ, denn ihre Fläche und Lage stimmen mit der Querschnittsfläche und Lage der Zugproben

(Durchmesser 6 mm) überein und der Mittelwert (210 ± 9 HV1, 𝑈𝑀) ähnelt dem Gesamtmittelwert aller

drei Ebenen (213 ± 9 HV1, 𝑈𝑀).

Abbildung 5-8 zeigt Ergebnisse der Variation der Härte zwischen unterschiedlichen Baujobs und unter-

schiedlichen Positionen innerhalb dieser Baujobs (siehe Abbildung 4-1) für den HT450-Zustand der

PBF-LB/M/316L-Variante (Abbildung 5-8a) sowie der Härteunterschiede zwischen den untersuchten

Werkstoffzuständen (Abbildung 5-8b). Die Ergebnisse der PBF-LB/M/316L-Variante in Abbildung

5-8a und b stellen Härtewerten dar, die aus den 6 x 6 Eindrucksmatrizen bestimmt wurden, welche

mittig auf der Oberfläche senkrecht zur Aufbaurichtung einiger unterer Reststücke lagen. Bis auf die

Reststücke 4/5u und 3/4u (Baujob/Position, siehe Abbildung 4-1), welche etwa 10 mm hoch waren,

waren alle Reststücke etwa 20 mm hoch. Bei der HR/316L-Variante (Abbildung 5-8b) entspricht der

angegebene Wert dem Mittelwert der Messungen an einem Block, die aus sechs linienförmigen

Härte-Prüfserien bestand. Die Fehlerbalken entsprechen der Messunsicherheit, 𝑈𝑀.

0 2 4 6 8 10 12 14 16 18

-20

-18

-16

-14

-12

-10

-8

-6

-4

-2

z (mm)

x (mm)

180

190

200

210

220

230

240

250

HV1

HV1 = 210±9

-14-12-10 -8 -6 -4 -2 0 2 4

-20

-18

-16

-14

-12

-10

-8

-6

-4

-2

0HV1 = 211±9

x (mm)

y (mm)

180

190

200

210

220

230

240

250

HV1

0 2 4 6 8 10 12 14 16 18

-14

-12

-10

-8

-6

-4

-2

y (mm)

x (mm)

180

190

200

210

220

230

240

250

HV1

HV1 = 218±9

Building Job 1

Position 3o

HV1 = 210±9

5 Ergebnisse

Abbildung 5-8. a) Härte des HT450-Zustands, „o“ und „u“ stehen für obere und untere Reststücke, b)

Vergleich der Härte aller untersuchten Werkstoffzustände.

In Abbildung 5-8a zeigt die x-Achse die Ursprungslage der jeweils untersuchten Rohlinge. Ganz links

im Diagramm (3o) ist der Härtewert der 6 x 6 Matrix aus Abbildung 5-7c dargestellt. Alle Werte befin-

den sich innerhalb der Balken der Messunsicherheit, was darauf hindeutet, dass (i) es keine signifikan-

ten Unterschiede in der Härte zwischen den Baujobs und den Positionen innerhalb dieser Baujobs und

(ii) es keine Abhängigkeit der Härte von der Höhe der Rohlinge gibt. Letztes macht sich vor allem bei

dem Härtewert des oberen Reststücks 1/3o bemerkbar, der bei einer solchen Abhängigkeit niedriger als

alle anderen Härtewerten liegen würde (Anlasseffekt). Die Durchführung von Messreihen über die ge-

samte Höhe eines Rohlings war im Rahmen des Projekts nicht möglich. Diese Ergebnisse der Höhen-

abhängigkeit stimmen trotzdem mit Ergebnissen von Mohr et al. für denselben Werkstoffzustand

überein [225].

In Abbildung 5-8b wird die Härte des HT450-Zustands mit der der As-Built und HT900-Zustände und

der HR/316L-Variante in Vergleich gesetzt. Die Härtewerte bei den As-Built- und HT900-Zuständen

entsprechen dem Mittelwert einer Messung von 6 x 6 Härteeindrücken an 20 mm hohen unteren Rest-

stücken. Bei dem Härtewert des HT450-Zustands handelt es sich um den Mittelwert aller in Abbildung

5-8a dargestellten Messungen bis auf die Messungen an den etwas halb so kurzen unteren Reststü-

cken 4/5u und 3/4u. Der Härtewert bei der HR/316L-Variante (216 ± 10 HV1) entspricht dem Mittelwert

der Messung an einem Block, die aus sechs linienförmigen Härte-Prüfserien bestand. Diese Prüfserien

bestanden jeweils aus 83 Indentierungen. Der Abstand zwischen den Indentierungen betrug 1,2 mm

und zwischen den Prüfserien 1,0 mm bis 1,2 mm. Der Unterschied zwischen den Härtewerten der As-

Built- (202 ± 9 HV1) und HT450- (205 ± 9 HV1) Werkstoffzuständen ist offenbar vernachlässigbar. Die

HR/316L-Variante scheint eine etwas höhere Härte (216 ± 10 HV1) und der HT900-Zustand eine etwas

geringere Härte (190 ± 9 HV1) zu haben.

5.3 Zugversuchskennwerte

In diesem Abschnitt werden die Ergebnisse des Verhaltens bei Zugbelastung dargestellt. In den Ab-

schnitten 5.3.1 und 5.3.2 werden die Ergebnisse bezüglich der HT450- und As-Built-Zustände sowie der

HR/316L-Variante dargestellt. Anschließend wird im Abschnitt 5.3.3 auf den Effekt der HT900-Wär-

mebehandlung eingegangen. Gezeigt werden das Spannungs-Dehnungs-Verhalten (S-D-Verhalten)

anhand der Spannungs-Dehnungs-Kurven (S-D-Kurven) und die Temperaturabhängigkeit der Festig-

keits- und Duktilitätskennwerte. Ein Vergleich des S-D-Verhaltens zwischen Proben mit Standard- und

miniaturisierter Geometrie anhand derer S-D-Kurven wird im Abschnitt 5.7.1 dargestellt. Die aus den

Zugversuchen ermittelten Kennwerte sind in Tabelle D1 und Tabelle D2 im Anhang D zu finden.

15u

16u

Baujob

Position

150

180

210

240

270

300

HV1

As-Built

HT450

HT900

PBF-LB

120

150

180

210

240

270

300

HV1

5 Ergebnisse

5.3.1 Spannungs-Dehnungs-Kurven bei Raum- und Hochtemperatur

Abbildung 5-9a zeigt repräsentative S-D-Kurven des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante

und der HR/316L-Variante bei Raumtemperatur (RT), 400 °C, 600 °C, und 650 °C sowie des As-Built-

Zustands bei RT (As-Built in grau, HT450 in schwarz, HR/316L in hellblau). Die Kurven entsprechen

Versuchen, welche mit MTS-Dehnungsaufnehmer durchgeführt wurden (siehe 4.2.1). Die Kennwerte

sind in Tabelle D1 im Anhang D zu finden.

Abbildung 5-9. a) Spannungs-Dehnungs-Kurven der As-Built und HT450-Zustände, sowie der

HR/316L-Variante bei Raum- und Hochtemperatur. Die Kurven sind bis zur Abnahme des Dehnungs-

aufnehmers dargestellt. Ausschließlich die bei 650 °C getestete HT450-Zugprobe ist vor Abnahme des

Dehnungsaufnehmers gebrochen, b) Verfestigungsquotienten. In b) verbinden die durchzogenen Linien

die Mittelwerte der Verfestigungsquotienten bei jeder Prüftemperatur.

Die Ergebnisse der Versuche mit dem HBM-Dehnungsaufnehmer in Tabelle D1 im Anhang D offenbaren

die Abhängigkeit der Bruchdehnung, 𝐴, von der Dehnrate. Denn kleinere 𝐴-Werte sind bei den Versu-

chen mit HBM-Dehnungsaufnehmer festzustellen, bei denen die Dehnrate nach Abnahme des Deh-

nungsaufnehmers eine Größenordnung größer als bei den Versuchen mit MTS-Extensometer war. Au-

ßerdem zeigen diese zusätzlichen Versuche, dass die Festigkeitskennwerte stärker bei der HR/316L-

als bei der PBF-LB/M/316L-Werkstoffvariante streuen. Auf die Ergebnisse bezüglich der Steigung der

Spannungs-Dehnungs-Kurven im elastischen Bereich, 𝑚𝐸, wird im Abschnitt 5.4 eingegangen.

Bei Raumtemperatur überlagern sich die Kurven der As-Built und HT450-Zustände (Abbildung 5-9a).

Die Kurve der HR/316L-Variante befindet sich größtenteils unterhalb dieser Beiden. Die Fließspannung

der HR/316L-Variante beträgt etwa die Hälfte der Fließspannung der As-Built- und HT450-Zustände.

Bei 600 °C und 650 °C weisen sowohl die Spannungs-Dehnungs-Kurven der PBF-LB/M/316L-Variante

als auch die der HR/316L-Variante einen gezackten Verlauf auf, der durch ein wiederholtes und rasches

Absacken der Spannung gekennzeichnet ist. Während der gezackte Verlauf bei 600 °C über den ge-

samten plastischen Bereich festzustellen ist, ist er bei 650 °C eher schwach und nur in der Nähe des

Bereichs des plastischen Fließens sichtbar.

Darüber hinaus ist auf den ersten Blick ein markanter Unterschied des Verfestigungsverhaltens zu er-

kennen. Die Werkstoffzustände der PBF-LB/M/316L-Variante (As-Built, HT450) verfestigen eher zu

Beginn der plastischen Verformung und außerdem insgesamt weniger als die HR/316L-Variante. Diese

Tendenz ist sowohl bei Raumtemperatur als auch bei den höheren Prüftemperaturen vorhanden. Um

dies zu verdeutlichen, sind die Verfestigungsquotienten (engl. Strain Hardening Ratio) in Abbildung

5-9b dargestellt, welche sich aus dem Quotienten der Zugfestigkeit und 0,2 % Dehngrenze bilden. Die-

ses unterschiedliche Verfestigungsverhalten kann auch anhand des unterschiedlichen Verlaufs der

Verfestigungsraten (engl. Work Hardening Rate) nach dem Fließen, 𝑑𝑅 𝑑𝑒

⁄, festgestellt werden (nicht

010 20 30 40 50 60 70

100

200

300

400

500

600

700

LBPF HR

As-Built HT450

Stress (MPa)

Strain (%)

400 °C

600 °C

650°C

0100 200 300 400 500 600 700

0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

Rm / Rp0.2

Temperature (°C)

LPBF HR

As-Built HT450

5 Ergebnisse 
 
50 
 
gezeigt), welcher bei allen Prüftemperaturen dem Trend der Literatur ähnelt (geringe variierende Ver-
festigungsrate nach dem Fließen bei der PBF-LB/M/316L-Werkstoffvariante). Während die Verfesti-
gungsquotienten der As-Built- und HT450-Zustände über den gesamten Temperaturbereich nahezu 
konstant bei ca. 1,2 bleiben, variieren die der HR/316L-Variante zwischen ca. 2,4 und 3,4 mit einem 
lokalen Maximum bei 400 °C. 
5.3.2 Temperaturabhängigkeit der Festigkeits- und Duktilitätskennwerte 
Abbildung  5-10a  stellt  die  Temperaturabhängigkeit  der  0,2 % Dehngrenze, 𝑅𝑝0.2,  und  Zugfestig-
keit, 𝑅𝑚, (links) sowie der Bruchdehnung, 𝐴, und Brucheinschnürung, 𝑍, (rechts) für den HT450-Zu-
stand der PBF-LB/M/316L-Variante und die HR/316L-Variante dar. Die  entsprechenden Kennwerte 
sind in Tabelle D1 im Anhang D zu finden. 
In Abbildung 5-10a sind die aus jedem durchgeführten Versuch ermittelten Kennwerte dargestellt. Die 
durchzogenen Linien verbinden die entsprechenden Mittelwerte bei jeder Prüftemperatur. Aus beiden 
Diagrammen (Festigkeitskennwerte auf der linken und Verformungskennwerte auf der rechten Seite) 
wird deutlich, dass die Streuung der Kennwerte, insbesondere bei den Festigkeitskennwerten, sehr ge-
ring ist. Die Ergebnisse von Dryepondt et al. und Byun et al. [32, 79] sind zum Vergleich dargestellt 
(siehe Diskussion im Abschnitt 6.2.1). Abbildung 5-10b fasst die charakteristischen Kennwerte der As-
Built und HT450-Zustände sowie der HR/316L-Variante bei Raumtemperatur zusammen. Die Fehler-
balken bei 𝑅𝑚, 𝐴 und 𝑍 stellen die berechnete Messunsicherheit, 𝑈𝑀, dar. 
Die 0,2 % Dehngrenzen des HT450- sowie des As-Built-Zustands sind etwa doppelt so hoch wie dieje-
nigen der HR/316L-Variante (Abbildung 5-10a). 𝑅𝑝0.2 und 𝑅𝑚 nehmen mit zunehmender Prüftempera-
tur  ab.  Die  0,2  %  Dehngrenze  des  HT450-Zustands  ist  bei  650 °C  immer  noch  höher  als  die  der 
HR/316L-Variante bei Raumtemperatur. Bei Prüftemperaturen größer als 400 °C werden die Unter-
schiede in den 0,2 % Dehngrenzen etwas geringer. Über 600 °C sinkt die 0,2 % Dehngrenze des HT450-
Zustands stärker als die der HR/316L-Variante. 
Die Zugfestigkeit, 𝑅𝑚, ist im Gegensatz zur 0,2 % Dehngrenze bei allen Prüftemperaturen nahezu 
identisch für die untersuchten Werkstoffvarianten und -zustände. Ab 600 °C nehmen alle Zugfestig-
keiten stärker ab. 
Die Bruchdehnung, 𝐴 (Kreise), ist bei allen Prüftemperaturen bei der PBF-LB/M/316L- geringer als bei 
der HR/316L-Variante (siehe Abbildung 5-10a, rechts). Bei Raumtemperatur (siehe Abbildung 5-10b) 
beträgt die maximale relative Differenz etwa 20 % (HT450 vs. HR). Außerdem ist sie etwa 11 % (relative 
Differenz) geringer nach der HT450-Wärmebehandlung im Vergleich zum As-Built-Zustand (siehe Ab-
bildung 5-10b). Bei beiden Werkstoffvarianten besteht ein lokales Minimum sowohl bei 𝐴 als auch bei 
der Differenz dazwischen (PBF-LB vs. HR) bei 400 °C, welche hier etwa 10 % beträgt. Ab 600 °C nimmt 
𝐴 zunächst zu, um dann erneut mit zunehmender Temperatur abzufallen. 
  

5 Ergebnisse

Abbildung 5-10. Kennwerte aus Zugversuchen der As-Built- und HT450-Zustände sowie der HR/316L-

Variante. a) Temperaturabhängigkeit der 0,2 % Dehngrenze, 𝑅𝑝0.2, und Zugfestigkeit, 𝑅𝑚, (links), und

der Bruchdehnung, 𝐴, und Brucheinschnürung, 𝑍. (rechts); die Ergebnisse bei 600 °C und 650 °C sind

aus Ávila Calderón et al. [102] wiedergegeben, b) Kennwerte bei Raumtemperatur.

Die Brucheinschnürung, 𝑍 (x-Symbole), ist bei allen Prüftemperaturen, ähnlich wie die Bruchdeh-

nung, 𝐴, tendenziell geringer bei beiden PBF-LB/M/316L-Zuständen als bei der HR/316-Variante. Eine

Ausnahme bildet der Fall bei 400 °C, bei dem sich die 𝑍-Werte anzugleichen scheinen. Während bei der

HR/316L-Variante 𝑍 (hellblaue x-Symbole) mit zunehmender Prüftemperatur eine ähnliche Tendenz

wie 𝐴 (hellblaue Kreise) aufweist, ist 𝑍 bei dem HT450-Zustand (schwarze x-Symbole) bis 400 °C we-

niger temperaturabhängig als 𝐴 (schwarze Kreise) und fällt darüber kontinuierlich ab; ab 600 °C stärker.

Bei Raumtemperatur (Abbildung 5-10b) sind die 𝑍-Werte der As-Built und HT450-Zustände sehr ähn-

lich. Die HT450-Wärmebehandlung hat eher keinen Einfluss auf diesen Kennwert des As-Built-Zu-

stands.

0100 200 300 400 500 600 700

100

200

300

400

500

600

700

Rp0.2 Rm

LPBF HT450

Dryepondt et al., 2021

Byun et al., 2021

Rp0.2, Rm (MPa)

T (°C)

0100 200 300 400 500 600 700

100

A Z

LPBF HT450

Dryepondt et al.

Byun et al.

A, Z (%)

T (°C)

0100 200 300 400 500 600 700

-600

-400

-200

200

400

600

Rp0.2 Rm A Z

LPBF HT450

Dryepondt et al., 2021

Byun et al., 2021

Rp0.2, Rm (MPa)

T (°C)

100

120

140

160

180

200

A, Z (%)

Rp0.2

100

200

300

400

500

600

700

Rp0.2, Rm (MPa)

LPBF HR

As-Built HT450

100

A, Z (%)

5 Ergebnisse

5.3.3 Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C/1 h

Abbildung 5-11 veranschaulicht den Effekt der HT900-Wärmebehandlung auf die Zugeigenschaften

des HT450-Zustands (orange Linien, Symbole und Balken). Dafür wurden die Diagramme von Abbil-

dung 5-9, und Abbildung 5-10b mit den Messergebnissen des HT900-Zustands ergänzt. Die Fehlerbal-

ken bei 𝑅𝑚, 𝐴 und 𝑍 stellen weiterhin die berechnete Messunsicherheit, 𝑈𝑀, dar. Die entsprechenden

Kennwerte sind in Tabelle D1 im Anhang D zu finden.

Abbildung 5-11. Effekt der HT900-Wärmebehandlung auf die Zugeigenschaften. a) Spannungs-Deh-

nungs-Kurven, b) Verfestigungsquotienten, c) Festigkeits- und Verformungskennwerte bei Raumtem-

peratur, d) Vergleich zu Literaturwerten. Die Dauer der jeweiligen Wärmebehandlung ist in der Legende

mit angegeben.

Die S-D-Kurve des HT900-Zustands liegt zwischen den Kurven der HR/316L-Variante und den anderen

beiden PBF-LB/M/316L-Zuständen. Nach der HT900-Wärmebehandlung haben sich vor allem die

0,2 % Dehngrenze, 𝑅𝑝0.2, und das Verfestigungsverhalten verändert (siehe Abbildung 5-11a und c).

𝑅𝑝0.2 hat im Vergleich zu den As-Built- und HT450-Zuständen in Abbildung 5-11c um etwa 23 % (rela-

tive Differenz) abgenommen. 𝑅𝑚 ist nach der HT900-Wärmebehandlung auch geringer geworden

(siehe Abbildung 5-11a und Abbildung 5-11c). Die Reduzierung ist aber weniger stark ausgeprägt als bei

𝑅𝑝0.2 und beträgt etwa 4 %. Die Änderung im Verfestigungsverhalten betrifft mehrere Kennwerte.

Hauptsächlich ist diese Änderung im Vergleich zum HT450-Zustand durch (i) ein um 20 % größeren

Verfestigungsquotient, (ii) eine Verfestigungsrate (engl. Work Hardening Rate) nach dem Fließen,

𝑑𝑅 𝑑𝑒

⁄, die sich insgesamt deutlich langsamer, aber noch schneller im Vergleich zum HR-Zustand, dem

010 20 30 40 50 60 70

100

200

300

400

500

600

700

PBF-LB HR

As-Built HT450 HT900

Stress (MPa)

Strain (%)

0100 200 300 400 500 600 700

0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

PBF-LB HR

As-Built HT450 HT900

Rm / Rp0.2

Temperature (°C)

Rp0.2

100

200

300

400

500

600

700

Rp0.2, Rm (MPa)

PBF-LB HR

As-Built HT450 HT900

100

A, Z (%)

600 700 800 900 1000 1100 1200

-400

-200

200

400

600

800

Rp0.2 Rm t (h) Source

1 This work

1 Ronneberg et al., 2020

1 Hong et al., 2021

1 Riabov et al., 2021

2 Chao et al., 2021

1 Voisin et al., 2021

5 Dryepondt et al., 2021

1 Byun et al., 2021

Rp0.2, Rm (MPa)

Heat Treatment T (°C)

5 Ergebnisse

Wert Null annähert und (iii) eine höhere gesamte Extensometer-Dehnung bei Höchstkraft, 𝐴𝑔𝑡, cha-

rakterisiert. 𝑑𝑅 𝑑𝑒

⁄ und 𝐴𝑔𝑡 sind aus Abbildung 5-11a implizit nachzuvollziehen. Insgesamt ähnelt der

Kurvenverlauf des HT900-Zustands im Bereich der Verfestigung (Abbildung 5-11a) eher dem der

HR/316L- als dem der anderen PBF-LB/M/316L-Zustände und der Verfestigungsquotient (Abbildung

5-11b) folgt dem umgekehrten Trend.

Die Bruchdehnung, 𝐴, scheint nach der HT900-Wärmebehandlung wieder anzusteigen, nachdem sie

nach der HT450-Wärmebehandlung gesunken war (Abbildung 5-11c). Sie ähnelt dem Wert des As-Built-

Zustands und bleibt niedriger als bei der HR/316L-Variante. Die Brucheinschnürung, 𝑍, bleibt in etwa

gleich und ist weiterhin scheinbar unabhängig vom Wärmebehandlungszustand und immer noch ge-

ringer als bei der HR/316L-Variante. Abbildung 5-11d stellt einen Vergleich zu aktuellen Literaturwerten

dar. Auf diese Abbildung wird wieder im Diskussionskapitel im Abschnitt 6.4 eingegangen.

5.4 Elastische Eigenschaften

Die Ergebnisse der mittels Resonanzmethode ermittelten Kennwerte, die das elastische Verhalten be-

schreiben, werden in Abbildung 5-12 und in Tabelle D3 im Anhang D dargestellt. Diese Kennwerte wur-

den ausschließlich an dem HT450-Zustand und an der HR/316L-Variante bestimmt. Abbildung 5-12a

stellt die Elastizitäts-, 𝐸 (Rechtecke), und Schubmoduli, 𝐺 (Kreise), und Abbildung 5-12b, die daraus

berechneten Querkontraktionszahlen, 𝜈 , dar. Der HT450-Zustand ist mit schwarzen und die HR/316L-

Variante mit hellblauen Symbolen dargestellt. Die Streuung der Messergebnisse zwischen einzelnen

Proben ist sehr gering. Daher liegen die Messergebnisse jeweils fast genau übereinander. Die Steigun-

gen der Spannungs-Dehnungs-Kurve im elastischen Bereich, 𝑚𝐸, welche bei den Zugversuchen mit

HBM-Dehnugnsaufnehmer bei Raumtemperatur ermittelt wurden (siehe Tabelle D1 im Anhang D), nä-

hern sich erwartungsgemäß dem Wert der mittels Resonanzmethode bestimmten Elastizitätsmodule.

Abbildung 5-12. Temperaturabhängigkeit der dynamischen Elastizitäts- (𝐸, Rechtecke) und Schubmo-

duli (𝐺, Kreise) (a) sowie der Querkontraktionszahlen (b) für den HT450-Zustand (schwarz) und die

HR/316L-Variante (hellblau).

Der Elastizitätsmodul wird jeweils in Breiten- und Dickenrichtung bestimmt. Dadurch lässt sich fest-

stellen, ob sich das geprüfte Material bezüglich der elastischen Eigenschaften isotrop oder anisotrop

verhält. Da die Unterschiede zwischen den Biegeresonanzfrequenzen in Breitenrichtung, 𝑓𝑓(𝑒), und Di-

ckenrichtung, 𝑓𝑓(𝑓) sehr gering (< 1 % relative Differenz) waren (nicht gezeigt), lässt sich ableiten, dass

die geprüften Materialien sich isotrop bezüglich der elastischen Eigenschaften verhalten.

Der HT450-Zustand weist bei allen Temperaturen leicht niedrigere E-Modul-Werte (schwarze Recht-

ecke) als die HR/316L-Variante (hellblaue Rechtecke) auf. Der Unterschied zwischen den E-Modul-Wer-

ten ist bei allen Prüftemperaturen ähnlich und liegt im Durschnitt bei etwa 4 %. Im Gegensatz zu den

E-Modul-Werten (Rechtecke) sind die Schubmodulwerte (Kreise) des HT450-Zustands leicht höher als

0200 400 600 800

100

120

140

160

180

200

PBF-LB/HT450 HR

E, G (GPa)

Temperature (°C)

0200 400 600 800

0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

PBF-LB/HT450 HR

(-/-)

Temperature (°C)

5 Ergebnisse

die der HR/316L-Variante. Der Unterschied in den G-Modul-Werten ist ebenfalls ähnlich bei allen Tem-

peraturen und beträgt etwa 5 %. Die Querkontraktionszahlen, 𝜈, des HT450-Zustands sind kleiner als

die von der HR/316L-Variante und unterscheiden sich bei Raumtemperatur um etwa 35 %. Diese Ten-

denz setzt sich bis zu den höheren Temperaturen fort und der prozentuale Unterschied steigt dabei in

geringem Maß durch einen leicht ausgeprägteren Anstieg der 𝜈-Werte bei der HR/316L-Variante an.

5.5 Low-Cycle-Fatigue

In diesem Abschnitt werden die Ergebnisse des Low-Cycle-Fatigue Verhaltens des HT450-Zustands der

PBF-LB/M/316L-Variante sowie der HR/316L-Variante dargestellt. Zunächst werden im Abschnitt 5.5.1

die Lebensdauer, danach im Abschnitt 5.5.2 das zyklische Spannungs-Dehnungs-Verhalten anhand der

Hystereseschleifen, anschließend im Abschnitt 5.5.3 das Wechselverformungsverhalten anhand der

Wechselverformungskurven und schließlich im Abschnitt 5.5.4 die Coffin-Manson-Basquin-Auswer-

tung dargestellt.

5.5.1 Lebensdauer

In dem in Abbildung 5-13 dargestellten Dehnungs-Wöhler-Diagramm ist die Zyklenzahl beim Versagen

bzw. die Lebensdauer, 𝑁𝑓,10%, (x-Achse) gegenüber den Dehnungsschwingbreiten, ∆𝑒𝑡, (engl. Total

Strain Range) vergleichend dargestellt (PBF-LB/M/316L-Variante mit schwarzen Symbolen; HR/316L-

Variante mit hellblauen Symbolen). Bei 600 °C (Sterne) werden Datenpunkte aus Wiederholungsver-

suchen gezeigt. Diese wurden bei ∆𝑒𝑡 = 0,6 % bei der HR/316L-Variante (hellblau) und bei ∆𝑒𝑡 = 1,3 %

bei der PBF-LB/M/316L-Variante (schwarz) durchgeführt. Die Streuung der 𝑁𝑓,10% Datenpunkte ist ge-

ring bei den Wiederholungsversuchen.

Zur besseren Übersichtlichkeit der Ergebnisse werden in Abbildung 5-13 zu den Datenpunkten ange-

passten Kurven gezeigt. Die Anpassung erfolgte anhand der Coffin-Manson-Basquin-Gleichung, wel-

che sich aus der Summe der Basquin- und Coffin-Manson-Beziehungen bzw. der elastischen und plas-

tischen Anteile der Dehnung ergibt. Die entsprechende Auswertungsprozedur wird im Anhang G er-

klärt. Weiterführende Ergebnisse aus dieser Auswertung werden im Abschnitt 5.5.4 dargestellt.

Abbildung 5-13. Dehnungs-Wöhler-Diagramm. Vergleich der Lebensdauer, 𝑁𝑓,10%, des HT450-Zu-

stands der PBF-LB/M/316L-Variante gegenüber der HR/316L-Variante. Die Anpassungskurven wurden

anhand der Coffin-Manson-Basquin-Gleichung ermittelt. Bei 600 °C werden auch Lebensdauer aus

Wiederholungsversuchen gezeigt (bei ∆𝑒𝑡 = 0,6 % und ∆𝑒𝑡 = 1,3 %).

Generell ist bei beiden Werkstoffvarianten eine Abnahme der Lebensdauer mit steigender Dehnungs-

schwingbreite und Prüftemperatur festzustellen. Die temperaturabhängige Abnahme ist von 400 °C

zu 600 °C stärker ausgeprägt als von Raumtemperatur zu 400 °C. Bei allen Prüftemperaturen fallen

1000 10000 100000

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8

et (%)

Nf,10%

RT 400 °C 600 °C

PBF-LB/HT450

e = 1 x 10-3 s-1

Re = -1

5 Ergebnisse 
 
55 
 
die Lebensdauer beider Materialvarianten mit abnehmender Dehnungsschwingbreite auseinander. In-
folgedessen weist die PBF-LB/M/316L-Variante bei den kleinsten ∆𝑒𝑡-Werten ausgeprägt kürzere Le-
bensdauer  als  die  HR/316L-Variante  auf,  insbesondere  bei  Raumtemperatur und  600 °C .  Bei 
600 °C / 0,6 % ist sie etwa 79 % kürzer (relative Differenz). Alle einzelne 𝑁𝑓,10%-Werte sind in Tabelle 
E1 im Anhang E zu finden. Die Messunsicherheit wurde gemäß UNCERT Code of Practice Nr. 2 [226] 
berechnet (Ergebnisse nicht gezeigt) und liegt meist unter Faktor 2. Da die Wiederholungsversuche 
eine hohe Reproduzierbarkeit zeigen, wird davon ausgegangen, dass die beobachteten Unterschiede 
signifikant sind. 
5.5.2 Zyklisches Spannungs-Dehnungs-Verhalten 
Das zyklische Spannungs-Dehnungs-Verhalten wird in diesem Abschnitt anhand der Hystereseschlei-
fen bei halber Lebensdauer dargestellt. In Abbildung 5-14a bis c werden die Hystereseschleifen der PBF-
LB/M/316L-Variante (schwarz) und der HR/316L-Variante (hellblau) verglichen. Dabei sind die Schlei-
fen für die kleinste (0,6 %) und die größte (1,6 %) Dehnungsschwingbreite jeweils beispielhaft darge-
stellt. Bei 600 °C (Abbildung 5-14c) sind außerdem die Hystereseschleifen des Versuchs bei 0,4 % Deh-
nungsschwingbreite  bei  dem  HT450-Zustand  (HT450 / 0,4 %)  sowie  der  Wiederholungsversuche 
(HR/316L / 0,6 % und HT450 / 1,3 %) gezeigt, und die Hystereseschleife des Versuchs HR/316L / 1,3 % 
ist  zum  Vergleich  mit  dem  Versuch  HT450 / 1,3 %  ebenfalls  dargestellt.  Das  Ziel  des  Versuchs 
HT450 / 600 °C / 0,4 % war, ein Vergleich des Versagensmechanismus LCF vs. Kriechen bei gleicher 
Prüftemperatur,  einem  ähnlichem  Spannungsniveau,  aber  einer  unterschiedlichen  Belastungsart 
durchzuführen (siehe mehr dazu im Abschnitt 5.8.2 bzw. Abbildung 5-30). 
Die Hystereseschleifen der Wiederholungsversuche in Abbildung 5-14c weisen eine hohe Reproduzier-
barkeit sowohl bei der PBF-LB/M/316L-Variante als bei der HR/316L-Variante auf. In Abbildung 5-14d 
sind die Schwingbreite der plastischen Dehnung, ∆𝑒𝑝, und die plastische Arbeit, 𝑊𝑝, bei halber Lebens-
dauer  gegenüber  der  Dehnungsschwingbreiten  für  alle  Prüfparameter  dargestellt.  Die  sogenannte 
plastische Arbeit, 𝑊𝑝, wird als die Fläche der jeweiligen Hysterese berechnet und entspricht der in der 
Probe umgesetzten irreversiblen Formänderungsarbeit [227, 228]. 𝑊𝑝 gibt somit die Arbeit an, die nö-
tig ist, um das Material zu verformen. 
Generell ist festzustellen, dass die Hystereseschleifen für beide Werkstoffvarianten und Prüftempera-
turen nahezu symmetrisch sind. Bei Raumtemperatur und 400 °C (Abbildung 5-14a und b) sind die zyk-
lischen Spannungen sowohl im Zug- als auch im Druckbereich höher bei der PBF-LB/M/316L-Variante 
als bei der HR/316L-Variante. Mit abnehmender Dehnungsschwingbreite, ∆𝑒𝑡, wird der Unterschied 
größer. Mit zunehmender Prüftemperatur werden die zyklischen Spannungen (maximale und minimale 
Spannung) bei beiden Werkstoffvarianten geringe, insbesondere bei Erhöhung der Prüftemperatur von 
Raumtemperatur auf 400 °C. Eine Ausnahme bildet das Verhalten der HR/316L-Variante im Bereich 
von 400 °C bis 600 °C, wo die zyklischen Spannungen nahezu unverändert bleiben. 
  

5 Ergebnisse

Abbildung 5-14. a), b), c) Ausgewählte Hystereseschleifen von LCF-Versuchen bei mittlerer Lebens-

dauer für den HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante und die HR/316L-Variante für die Deh-

nungsschwingbreiten 0,6 % und 1,6 %. a) Raumtemperatur, b) 400 °C , c) 600 °C. In c) werden außer-

dem die Hystereseschleifen der Wiederholungsversuche (HR/316L / 0,6 %, HT450 / 1,3 % und

HR/316L / 1,3 %) sowie des Versuchs bei 600 °C / 0,4 % gezeigt. d) Schwingbreite der plastischen Deh-

nung, ∆𝑒𝑝, und plastische Arbeit, 𝑊𝑝.

Der Öffnungsgrad der Hystereseschleifen in x-Richtung, der direkt mit dem Ausmaß der plastischen

Verformung zusammenhängt, ist geringer bei der PBF-LB/M/316L-Variante als bei der HR/316L-Vari-

ante und der Unterschied wird etwas kleiner mit zunehmender Dehnungsschwingbreite und Prüftem-

peratur. Letzteres ist sowohl an den Hystereseschleifen als auch in Abbildung 5-14d (∆𝑒𝑝) sichtbar, wo

auch eine nahezu lineare Abhängigkeit von ∆𝑒𝑡 (x-Achse) erkennbar ist. Die Temperatur-Abhängigkeit

von ∆𝑒𝑝 ist sehr gering. Bei der höchsten Prüftemperatur (600 °C) liegen die ∆𝑒𝑝-Werte am dichtesten

beieinander, insbesondere ab 1,0 % Dehnungsschwingbreite.

Die plastische Arbeit, 𝑊𝑝, steigt mit steigender Dehnungsschwingbreite an und wird dabei immer ab-

hängiger von der Prüftemperatur und dem Herstellungsprozess. Die PBF-LB/M/316L-Variante weist

-1.0 -0.8 -0.6 -0.4 -0.2 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

-600

-400

-200

200

400

600

Stress (MPa)

Strain (%)

-1.0 -0.8 -0.6 -0.4 -0.2 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

-600

-400

-200

200

400

600

Stress (MPa)

Strain (%)

PBF-LB/HT450

e = 0.1 %/s

Re = -1

0.4 0.8 1.2 1.6

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

ep (%)

RT 400 °C 600 °C

PBF-LB/HT450

et (%)

Wp (MJ / m3)

-1.0 -0.8 -0.6 -0.4 -0.2 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

-600

-400

-200

200

400

600

Stress (MPa)

Strain (%)

400 °C

-1.0 -0.8 -0.6 -0.4 -0.2 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

-600

-400

-200

200

400

600

Stress (MPa)

Strain (%)

600 °C

-1.0 -0.8 -0.6 -0.4 -0.2 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

-600

-400

-200

200

400

600

Stress (MPa)

Strain (%)

PBF-LB/HT450

e = 0.1 %/s

Re = -1

5 Ergebnisse

tendenziell höhere 𝑊𝑝-Werte als die HR/316L-lVariante auf und eine ansteigende Prüftemperatur be-

wirkt tendenziell kleinere 𝑊𝑝-Werte. Bei 1,6 % sind diese Trends am leichtesten zu erkennen.

Die Entlastungs-Elastizitätsmodule nehmen mit ansteigender Prüftemperatur ab und sie sind sowohl

im Druck- als auch im Zugbereich (𝐸𝐶 bzw. 𝐸𝑇) ähnlich zwischen beiden Werkstoffzuständen (HT450,

HR). Letzteres gilt sowohl bei Raum- als auch bei den höheren Prüftemperaturen mit Ausnahme des

Falls 400 °C / 1,6 %, bei dem 𝐸𝐶 und 𝐸𝑇 bei der PBF-LB/M/316L-Variante größer sind. Die Werte für

∆𝑒𝑝, 𝐸𝐶 und 𝐸𝑇 sind in Tabelle E1 im Anhang E zu finden.

Schließlich wurde ein gezackter Verlauf ausgewählter Hysteresekurven bei beiden Werkstoffzuständen

(HT450, HR) bei 600 °C beobachtet, der sowohl im Zug- als auch, weniger ausgeprägt, im Druckbereich

auftritt (siehe grüne gestrichelte Pfeile in Abbildung 5-14c). Dieses Verhalten wurde von Chen et al. für

PBF-LB/M/316L bei 550 °C berichtet und als dynamische Reckalterung interpretiert [16].

5.5.3 Wechselverformungsverhalten

In diesem Abschnitt wird das Wechselverformungsverhalten anhand der Wechselverformungskurven

dargestellt. Diese werden in Abbildung 5-15a, b und c für die PBF-LB/M/316L-Variante (schwarz) und

die HR/316L-Variante (hellblau) verglichen. Dabei werden jeweils die Verläufe der zyklischen Spannun-

gen sowie der Mittelspannung über die gesamte Versuchsdauer dargestellt. Das Wechselverformungs-

verhalten der Wiederholungsversuche in Abbildung 5-15c (HR/316L bei RT / 0,6 % und HT450 bei

600 °C / 1,3 %) weist eine hohe Reproduzierbarkeit auf, obwohl die Wechselverformungskurven über

den gesamten Versuchsverlauf nicht exakt übereinander liegen.

Über die gesamte Lebensdauer betrachtet, nehmen bei beiden Werkstoffvarianten die zyklischen

Spannungen mit abnehmender Dehnungsschwingbreite und zunehmender Prüftemperatur ab. Dabei

ist von Raumtemperatur auf 400 °C und unter Berücksichtigung der bei den Wiederholungsversuchen

gesehenen Streuung die Abhängigkeit von der Dehnungsschwingbreite weniger ausgeprägt als die Ab-

hängigkeit von der Prüftemperatur. Von 400 °C auf 600 °C gilt der umgekehrte Fall.

Das Wechselverformungsverhalten der HR/316L-Variante verändert sich mit variierender Dehnungs-

schwingbreite und Prüftemperatur und ist durch bis zu maximal drei Phasen charakterisiert, welche in

Abbildung 5-15a beispielhaft anhand von gestrichelten grünen Pfeilen gezeigt werden. Einer Anfangs-

verfestigung (I) folgt meist eine kontinuierliche Entfestigung (II) und bei Raumtemperatur,

400 °C / 0,6 % und 400 °C / 1,0 % eine anschließende zweite Verfestigung, bevor die zum Versagen

führende Entfestigung eintritt. Die Anfangsverfestigung hat eine variierende Dauer, die qualitativ be-

trachtet mit abnehmender Dehnungsschwingbreite und, bis 400 °C, mit zunehmender Prüftemperatur

ansteigt. In einigen Fällen stellt sich anstatt der Entfestigung (II) eine nahezu stabile Phase ein, bei-

spielsweise bei 400 °C / 0,6 % und 600 °C / 0,6 %. Bei RT / 1,3 % findet vor dem Versagen keine Ent-

festigung statt, was höchstwahrscheinlich auf den bei dieser Probe außerhalb der Messlänge liegenden

Riss zurückzuführen ist.

5 Ergebnisse

Abbildung 5-15. Wechselverformungskurven. a) Raumtemperatur, b) 400 °C, c) 600 °C. Vergleich

HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante gegenüber HR/316L-Variante. Bei 600 °C (c) werden

auch die Wechselverformungskurven der Wiederholungsversuche (HR/316L / 0,6 %, HT450 / 1,3 %,

und HR/316L/1,3 %) sowie des Versuchs HT450 / 0,4 % gezeigt. d) Grade der Anfangsverfestigung und

der Entfestigung bei dem HT450-Zustand (relative Differenz).

Das Wechselverformungsverhalten der PBF-LB/M/316L-Variante und seine Abhängigkeit von den

Prüfparametern unterscheiden sich zum Teil von derjenigen der HR/316L-Variante. Meist findet eine

Anfangsverfestigung (I), siehe grüne Pfeile in Abbildung 5-15a, gefolgt von einer kontinuierlichen Ent-

festigung (II) statt, bis die zum Versagen führende Entfestigung stattfindet. Das Wechselverfor-

mungsverhalten variiert weniger mit variierender Dehnungsschwingbreite und Prüftemperatur als bei

der HR/316L-Variante und es stellt sich in der Regel kein stabilisiertes Verhalten ein. Ausschließlich bei

400 °C / 0,6 % scheint sich nach der Entfestigung eine stabile Phase einzustellen und eine zweite Ver-

festigungsphase stattzufinden. Außerdem ist anhand der Wechselverformungskurven zu erkennen,

dass die Anfangsverfestigung (I) der PBF-LB/M/316L-Variante deutlich geringer ausgeprägt ist und

über wenigere Zyklen erfolgt als bei der HR/316L-Variante. Ein weiterer und wesentlicher Unterschied

in dem Wechselverformungsverhalten beider Werkstoffvarianten besteht bei den zyklischen Spannun-

gen in den anfänglichen Zyklen der Belastung. Diese sind bei der PBF-LB/M/316L-Variante bei allen

Temperaturen etwa doppelt so groß wie bei der HR/316L-Variante. Mit fortsetzender Versuchsdauer

110 100 1000 10000 100000

-600

-400

-200

200

400

600

PBF-LB/HT450

Stress (MPa)

Number of cycles

0.6%

1.0%

1.3%

1.6%

e = 1 x 10-3 s-1

Re = -1

III

0.4 0.8 1.2 1.6

RT 400 °C 600 °C

max. softening

net softening

hardening

Hardening, Softening (%)

et (%)

110 100 1000 10000 100000

-600

-400

-200

200

400

600

Stress (MPa)

Number of cycles

400 °C

0.6%

1.0%

1.3%

1.6%

110 100 1000 10000 100000

-600

-400

-200

200

400

600

Stress (MPa)

Number of cycles

600 °C

0.6%

1.0%

1.3%

1.6%

0.4%

110 100 1000 10000 100000

-600

-400

-200

200

400

600

PBF-LB/HT450

Stress (MPa)

Number of cycles

0.6%

1.0%

1.3%

1.6%

e = 1 x 10-3 s-1

Re = -1

III

5 Ergebnisse

nähern sich die Werte der zyklischen Spannungen mit zunehmender Dehnungsschwingbreite und Prüf-

temperatur an (siehe Abbildung 5-14 und Abbildung 5-15).

Die Grade der Anfangsverfestigung sowie der Entfestigung (Phasen I bzw. II des Wechselverformungs-

verhaltens) werden in Abbildung 5-15d für die PBF-LB/M/316L-Variante dargestellt. Der Grad der An-

fangsverfestigung wurde als Differenz zwischen der maximal erreichten Spannungsamplitude bei hal-

ber Lebensdauer und derjenigen beim ersten Belastungszyklus gegenüber der Spannungsamplitude

beim ersten Belastungszyklus berechnet. Die Differenz für die maximale Entfestigung wird durch die

maximal erreichte Spannungsamplitude bei halber Lebensdauer und für die Netto-Entfestigung durch

die Spannungsamplitude beim ersten Belastungszyklus gebildet.

Die Anfangsverfestigung (Rechtecke) steigt in der Regel mit zunehmender Dehnungsschwingbreite an.

Außerdem ist sie bei 600 °C tendenziell größer als bei Raumtemperatur und 400 °C, wo keine eindeu-

tige Tendenz zu erkennen ist. Bei 600 °C ist sie etwa doppelt so groß als bei Raumtemperatur und

400 °C. Bei 600 °C ist ein Minimum zu erkennen und die Anfangsverfestigung ist bei 0,4 % größer als

bei 0,6 % Dehnungsschwingbreite. Im Gegensatz zu dem Trend der Anfangsverfestigung nimmt die

Entfestigung (Dreiecke für maximale Entfestigung und Rhomboide für Netto-Entfestigung) insgesamt

mit ansteigender Prüftemperatur ab. Die Prüftemperatur bewirkt also bei der PBF-LB/M/316L-Vari-

ante eine stärkere Anfangsverfestigung sowie eine weniger ausgeprägte Entfestigung.

Die Abhängigkeit der Entfestigung von der Dehnungsschwingbreite ist etwas komplexer als diejenige

der Verfestigung. Während sie bei Raumtemperatur und 400 °C mit steigender Dehnungsschwing-

breite bis 1,3 %-Dehnungsschwingbreite tendenziell zunimmt, nimmt sie bei 600 °C bis zur selben Deh-

nungsschwingbreite ab. Danach, bei Raumtemperatur und 400 °C, nimmt sie ab 1,3 %-Dehnungs-

schwingbreite ab, während sie bei 600 °C eher konstant bleibt. Die Entwicklung der maximalen und

Netto-Entfestigungen sind bei allen Prüftemperaturen bis auf den Fall 600 °C / 0,4 % ähnlich, bei dem

die höhere Anfangsverfestigung eine deutlich niedrigere Netto-Entfestigung (oranger Rhombus) im

Vergleich zur maximalen Entfestigung (oranges Dreieck) bewirkt. Schließlich, in Übereinstimmung mit

den höheren Werten der Anfangsverfestigung bei 600 °C, unterscheiden sich die maximalen und

Netto-Entfestigungen erst bei 600 °C markant.

Der Verlauf der Mittelspannungen ist zwar in Abbildung 5-15a bis c sichtbar, wird aber in Abbildung 5-16

detaillierter dargestellt. Bei der HR/316L-Variante stellt sich meist nach einem kleinen Einlaufen ein

nahezu konstanter Wert von etwa 10 MPa bis Versuchsende ein. Bei der PBF-LB/M/316L-Variante ent-

wickelt sich die Mittelspannung von negativen Werten zu Beginn des Versuchs bis hin zu etwa null und

bei Raumtemperatur bei 1,0 %, 1,3 % und 1,6 % Dehnungsschwingbreiten zu leicht positiven Werten.

Bei 600 °C / 0,4 % nimmt die Mittelspannung erstmal ab, bis ein Minimum zwischen 300 und 400

Zyklen erreicht wird. Danach nimmt sie, ähnlich allen anderen Prüfparametern, erneut zu.

5 Ergebnisse

Abbildung 5-16. Entwicklung der Mittelspannung über die Zyklenzahl für den HT450-Zustand der PBF-

LB/M/316L-Variante und die HR/316L-Variante. a) Raumtemperatur, b) 400 °C, c) 600 °C.

5.5.4 Coffin-Manson-Basquin-Auswertung und zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurven

Abbildung 5-17 stellt erweiterte Ergebnisse der Auswertung des LCF-Verhaltens dar. Diese hier darge-

stellte Coffin-Manson-Basquin-Auswertung (C-M-B-Auswertung) liefert die zyklischen Kennwerte und

ist für die Modellbildung und die Lebensdauervorhersage von Bedeutung. Da beide Werkstoffvarianten

in der Regel keine Stabilisierung des Wechselverformungsverhaltens aufweisen (siehe Abbildung 5-15

bzw. Abschnitt 5.5.3), wurden für die Bestimmung der einzelnen Datenpunkte die Hysteresekurven bei

mittleren Lebensdauer anstatt der Hysteresekurven eines stabilisierten Bereichs ausgewertet.

Abbildung 5-17a bis f zeigen die Ergebnisse der C-M-B-Auswertung. Dabei wird die Beziehung zwischen

der Dehnungsschwingbreite und der Lebensdauer dargestellt und dadurch die in Abbildung 5-13 bzw.

im Abschnitt 5.5.1 gezeigten Ergebnisse ergänzt. Die Auswertung ergibt sich aus der Summe der

Basquin- und Coffin-Manson-Beziehungen bzw. der elastischen und plastischen Anteile der Dehnungs-

schwingbreite. Die entsprechende Auswertungsprozedur wird im Anhang G erklärt. Die dazu gehören-

den ermittelten Kennwerte sind in Tabelle E2 im Anhang E zu finden. Der Effekt der Mittelspannung

wird dabei berücksichtigt und daraus ergibt sich in dieser Hinsicht, dass die Mittelspannung einen ver-

nachlässigbaren Einfluss auf die Lebensdauer hat.

Ein bedeutender Kennwert aus der C-M-B-Auswertung ist die Übergangslebensdauer, 𝑁𝑇. Bei 𝑁𝑇 sind

die elastischen und plastischen Komponenten der Dehnungsschwingbreite gleich. 𝑁𝑇 ist relevant, denn

es wird angenommen, dass sie aus physikalischer Sicht den Übergang vom LCF- zu HCF-Regime (engl.

High-Cycle-Fatigue) darstellt [229]: ist die Lebensdauer kleiner als 𝑁𝑇 bzw. die geprüfte Dehnungs-

schwingbreite größer als die dazu entsprechende Dehnungsschwingbreite, ∆𝑒𝑡,𝑁𝑇 , dann ist der Beitrag

der plastischen Verformung zu der Lebensdauer größer als der der elastischen Verformung (LCF-Be-

reich). In dem umgekehrten Fall (bei 𝑁>𝑁𝑇) ist der Beitrag der elastischen Verformung größer (HCF-

Bereich). Diese unterschiedliche Gewichtung der elastischen und plastischen Beiträge zur Lebensdauer

lässt die für die Lebensdauer entscheidende Komponente erkennen und kann sich wiederum auf die

Deformation- und Schädigungsmechanismen auswirken.

Abbildung 5-17a bis f (a, b und c für HR/316L; d, e, und f für HT450) lassen feststellen, dass 𝑁𝑇 bei

beiden Werkstoffvarianten mit steigender Prüftemperatur abnimmt. Dieser Effekt ist bei der PBF-

LB/M/316L-Variante weniger stark ausgeprägt als bei der HR/316L-Variante, insbesondere von Raum-

temperatur auf 400 °C. Von 400 °C auf 600 °C ist der Abnahmegrad bei beiden Werkstoffvarianten

ähnlich. Außerdem hat die PBF-LB/M/316L-Variante (Abbildung 5-17b) kürzere Übergangslebensdauer,

𝑁𝑇, als die HR/316L-Werkstoffvariante (Abbildung 5-17a) bei allen Prüftemperaturen, was in Überein-

stimmung mit der Literatur steht [14, 16]. Mit ansteigender Prüftemperatur wird die Differenz kleiner.

Beispielsweise ist 𝑁𝑇 bei Raumtemperatur bei der HR/316L-Variante (Abbildung 5-17a) ca. 35x und bei

400 °C und 600 °C (Abbildung 5-17b bzw. c) ca. 4x so lang wie bei der PBF-LB/M/316L-Variante. Die

unterschiedlichen 𝑁𝑇-Werte zwischen beiden Werkstoffvarianten weisen darauf hin, dass bei der PBF-

110 100 1000 10000 100000

-140

-120

-100

-80

-60

-40

-20

PBF-LB/HT450

Mean stress (MPa)

Number of cycles

0.6%

1.0%

1.3%

1.6%

e = 1 x 10-3 s-1

Re = -1

110 100 1000 10000 100000

-140

-120

-100

-80

-60

-40

-20

Mean stress (MPa)

Number of cycles

400 °C

0.6%

1.0%

1.3%

1.6%

PBF-LB/HT450

e = 1 x 10-3 s-1

Re = -1

110 100 1000 10000 100000

-140

-120

-100

-80

-60

-40

-20

Mean stress (MPa)

Number of cycles

600 °C

0.6%

1.0%

1.3%

1.6%

0.4%

PBF-LB/HT450

e = 1 x 10-3 s-1

Re = -1

110 100 1000 10000 100000

-150

-100

-50

100

Mean stress (MPa)

Number of cycles

400 °C

0.6%

1.0%

1.3%

1.6%

PBF-LB/HT450

e = 1 x 10-3 s-1

Re = -1

5 Ergebnisse

LB/M/316L-Variante bei den geprüften Testparametern die elastische Komponente der Dehnungs-

schwingbreite insgesamt einen größeren Einfluss auf die Lebensdauer als bei der HR/316L-Variante

hat und dass bei beiden Werkstoffvarianten mit steigender Prüftemperatur der Einfluss der elasti-

schen Komponente der Dehnungsschwingbreite auf die Lebensdauer größer wird.

Abbildung 5-17. Ergebnisse der Coffin-Manson-Basquin-Auswertung. a), b), c) HR/316L-Variante; c), e),

f) HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante. g), h), i) Gegenüberstellung der monotonischen und

zyklischen Spannungs-Dehnungs-Kurven für beide Werkstoffvarianten bei den drei Prüftemperaturen.

a), d) und g) Raumtemperatur; b), e) und h) 400 °C; c), f) und i) 600 °C.

Über die C-M-B-Auswertung hinaus, stellt Abbildung 5-17g bis i für jede Werkstoffvariante und Prüf-

temperatur die monotonen und zyklischen Spannungs-Dehnungs-Kurven (ZSD-Kurven) im Vergleich

dar. Die monotonen S-D-Kurven (durchgezogene Linien) kommen aus dem ersten Belastungszyklus,

wie in der ISO 12106 empfohlen [196] wird. Dadurch ist der Vergleich bei gleicher Dehnrate gesichert.

Die ZSD-Kurven (gestrichelte Linien) bilden sich aus den elastischen und plastischen Anteilen der Deh-

nungsamplitude. Ähnlich wie bei der Ramberg-Osgood Gleichung bei monotoner Belastung, folgt der

1000 10000 100000 1000000

500 5000 50000 500000

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8

NT = 399280

Cycles (N)

et (%)

Segments (2N)

ea,pl

ea,el [-]

ea = ea,pl + ea,el

ea = ea,pl + ea,el,korr

ea,el,korr = korrigiert mit Mittelspannung

1000 10000 100000 1000000

500 5000 50000 500000

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8 NT = 37782

Cycles (N)

et (%)

Segments (2N)

ea,pl

ea,el [-]

ea = ea,pl + ea,el

ea = ea,pl + ea,el,korr

ea,el,korr = korrigiert mit Mittelspannung

400 °C

1000 10000 100000 1000000

500 5000 50000 500000

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8 NT = 11710

Cycles (N)

et (%)

Segments (2N)

ea,pl

ea,el [-]

ea = ea,pl + ea,el

ea = ea,pl + ea,el,korr

ea,el,korr = korrigiert mit Mittelspannung

600 °C

1000 10000 100000 1000000

500 5000 50000 500000

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8 NT = 11203

Cycles (N)

et (%)

Segments (2N)

ea,pl

ea,el [-]

ea = ea,pl + ea,el

ea = ea,pl + ea,el,korr

ea,el,korr = korrigiert mit Mittelspannung

PBF-LB/HT450

1000 10000 100000 1000000

500 5000 50000 500000

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8 NT = 8895

Cycles (N)

et (%)

Segments (2N)

ea,pl

ea,el [-]

ea = ea,pl + ea,el

ea = ea,pl + ea,el,korr

ea,el,korr = korrigiert mit Mittelspannung

400 °C

PBF-LB/HT450

1000 10000 100000 1000000

500 5000 50000 500000

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8 NT = 2627

Cycles (N)

et (%)

Segments (2N)

ea,pl

ea,el [-]

ea = ea,pl + ea,el

ea = ea,pl + ea,el,korr

ea,el,korr = korrigiert mit Mittelspannung

600 °C

PBF-LB/HT450

1000 10000 100000 1000000

500 5000 50000 500000

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8 NT = 13626

Cycles (N)

Total strain range (%)

Segments (2N)

eA eA = eA,p + eA,e

eA,p eA,corr = eA,p + eA,e,corr

eA,e eA,e,corr

PBF-LB/HT450

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

100

200

300

400

500

600

700

Stress (MPa)

Strain (%)

PBF-LB/HT450 HR

Monotonic

Cyclic

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

100

200

300

400

500

600

700

Stress (MPa)

Strain (%)

400 °C

PBF-LB/HT450 HR

Monotonic

Cyclic

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

100

200

300

400

500

600

700

Stress (MPa)

Strain (%)

PBF-LB/HT450 HR

Monotonic

Cyclic

600 °C

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

100

200

300

400

500

600

700

Stress (MPa)

Strain (%)

400 °C

PBF-LB/HT450 HR

Monotonic

Cyclic

5 Ergebnisse 
 
62 
 
elastische Anteil dem Hookeschen Gesetz und der plastische Anteil basiert auf einem Potenzgesetz. 
Außerdem werden in Abbildung 5-17g bis i die zyklischen 0,2 % Dehngrenzen, 𝜎𝑌′, als horizontale ge-
strichelte Linien und die monotonen 0,2 % Dehngrenzen, 𝜎𝑌, (Nomenklatur aus dem ISO 12106-Stan-
dard [196]) als horizontale durchgezogene Linien jeweils dargestellt. Die entsprechende Auswertungs-
prozedur wird im Anhang G erklärt. Die dazu gehörenden ermittelten Kennwerte sind in Tabelle E2 im 
Anhang E zu finden.  
In Übereinstimmung mit den Ergebnissen in Abbildung 5-9 liegen in Abbildung 5-17c die monotonen S-
D-Kurven der PBF-LB/M/316L-Variante bei allen Prüftemperaturen oberhalb der der HR/316L-Variante 
und es besteht bei beiden Werkstoffvarianten mit ansteigender Prüftemperatur eine Verschiebung der 
Kurven zu niedrigeren Spannungen. Letzteres gilt auch bei den ZSD-Kurven mit Ausnahme bei der 
HR/316L-Werkstoffvariante von 400 °C auf 600 °C. Bei den S-D-Kurven ist bei 600 °C ein gezackter 
Kurvenverlauf festzustellen. 
Darüber hinaus und in Übereinstimmung mit den Ergebnissen in Abbildung 5-15 offenbaren die ZSD-
Kurven bei allen Prüftemperaturen bei der PBF-LB/M/316L-Variante ein zyklisch entfestigendes Ver-
halten, welches sich in dieser Darstellung darin bemerkbar macht, dass die ZSD-Kurven unterhalb der 
monotonen S-D-Kurven liegen. Der Grad dieser Entfestigung ist mit steigender Prüftemperatur weni-
ger ausgeprägt, was mit Abbildung 5-15d übereinstimmt. Bei 600 °C liegen die monotonen und zykli-
schen S-D-Kurven nahezu übereinander. Bei der HR/316L-Variante tritt in der Regel ein zyklisch ver-
festigendes Verhalten auf und der Grad der Verfestigung ist bei dieser Werkstoffvariante unabhängi-
ger von der Prüftemperatur. Die Entwicklung der zyklischen und monotonen Dehngrenzen stimmt mit 
dem  in  den  vorangegangenen  Abschnitten  beschriebenen  Entfestigungsverhalten  der  PBF-
LB/M/316L-Variante bzw. Verfestigungsverhalten der HR/316L-Variante sowie der Temperaturabhän-
gigkeit dieser Verhalten überein. 
Außerdem liegt bei der HR/316L-Werkstoffvariante bei Raumtemperatur die ZSD-Kurve bei Dehnun-
gen < 0,3 % unterhalb der monotonen S-D-Kurve. Grund dafür ist eine höhere Abhängigkeit des Wech-
selverformungsverhaltens von der getesteten Dehnungsamplitude als bei der PBF-LB/M/316L-Vari-
ante, welche einen steileren Verlauf der ZSD-Kurve im Vergleich zu den monotonen Kurven beider 
Werkstoffvarianten sowie im Vergleich zur zyklischen Kurve des HT450-Zustands bewirkt. Andersrum 
beschrieben hat die PBF-LB/M/316L-Variante bei Raumtemperatur eine niedrigere Abhängigkeit des 
Wechselverformungsverhaltens von der getesteten Dehnungsamplitude als die HR/316L-Variante. Au-
ßerdem bewirkt die steigende Prüftemperatur bei der PBF-LB/M/316L-Variante eine höhere Abhän-
gigkeit  des  Wechselverformungsverhaltens  von  der  getesteten  Dehnungsamplitude  (siehe  auch 
orange Symbole in Abbildung 5-15d), so dass bei 600 °C die ZSD-Kurven beider Werkstoffvarianten na-
hezu parallel verlaufen. Im Gegensatz dazu bewirkt bei der HR/316L-Variante die steigende Prüftem-
peratur eine  niedrigere  Abhängigkeit des  Wechselverformungsverhaltens  von  der  getesteten Deh-
nungsamplitude, was vor allem von Raumtemperatur auf 400 °C bemerkbar ist (die ZSD-Kurve weniger 
steil). 
5.6 Kriechen 
In diesem Abschnitt werden die Ergebnisse bezüglich des Kriechverhaltens des HT450-Zustands der 
PBF-LB/M/316L-Variante und der HR/316L-Variante dargestellt. Zuerst wird im Abschnitt 5.6.1 die 
Antwort Beider auf die Belastung und anschließend im Abschnitt 5.6.2 das Kriechverhalten dargestellt. 
Der Inhalt der Abschnitte 5.6.1 und 5.6.2 ist mit leichten Formänderungen aus der Publikation “Creep 
and creep damage behavior of stainless steel 316L manufactured by laser powder bed fusion” entstan-
den,  welche  im  Fachjournal  Materials  Science  and  Engineering  A,  Volumen 830,  lizensiert  nach 
CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022), veröffentlicht wurde [102]. Im Abschnitt 5.6.3 wird auf das Kriech-
verhalten  des  HT900-Zustands  bzw.  auf  den  Effekt  der  HT900-Wärmebehandlung  eingegangen. 
Schließlich enthält Abschnitt 5.6.4 die Ergebnisse zu den unterbrochenen Kriechversuchen. 

5 Ergebnisse

5.6.1 Antwort auf die Belastung

Abbildung 5-18 stellt die Antwort der PBF-LB/M/316L-Variante und der HR/316L-Variante auf die Be-

lastung in Bezug auf die dabei entwickelten Dehnungen für beide untersuchten Temperaturen dar. Die

y-Achse ist zur Veranschaulichung der Unterschiede logarithmisch aufgetragen. Bei einem Kriechver-

such besteht die gesamte Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡, Gleichung 5-1, aus der zeitunabhängigen an-

fänglichen gesamten Anfangs-Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡𝑖, und der zeitabhängigen Extensometer-

Kriechdehnung (abgekürzt Kriechdehnung), 𝑒𝑓.

Abbildung 5-18. Vergleich der HT450- und HT900-Zustände mit der HR/316L-Variante. a) gesamte An-

fangs-Extensometer-Dehnung, b) elastische und plastische Anteile als Funktion der Prüfspannung. Die

Linien, die die Datenpunkte verbinden, stellen keine Anpassung dar. Die Pfeile deuten auf unterbro-

chene Wiederholungsversuche hin (siehe Abschnitt 5.6.4). Reproduziert und modifiziert aus Ávila

Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

𝑒𝑡=𝑒𝑡𝑖+𝑒𝑓

5-1

Abbildung 5-18a zeigt die gesamte Anfangs-Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡𝑖, Gleichung 5-2, für jede Werk-

stoffvariante, Prüfspannung und Prüftemperatur. Abbildung 5-18b zeigt die elastische Extensometer-

Dehnung, 𝑒𝑒, und die Anfangs-Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑖. Die Daten des HT900-Zustands (oranges

Symbol, siehe Abschnitt 5.6.3) und der unterbrochenen Wiederholungsversuche (Pfeile, siehe Ab-

schnitt 5.6.4) sind auch dargestellt und werden in den entsprechenden Abschnitten behandelt. Die

PBF-LB/M/316L-Variante (schwarze Symbole) weist bei allen Prüfbedingungen viel kleinere 𝑒𝑡𝑖-Werte

(< 0,3 %), als die HR/316L-Variante (> 3 %) auf, siehe Abbildung 5-18a. Außerdem hängt 𝑒𝑡𝑖 bei beiden

Werkstoffvarianten nur in geringem Maß von der Prüftemperatur ab. Im Gegensatz zu der HR/316L-

Variante, bei der 𝑒𝑡𝑖 überwiegend aus der plastischen Anfangs-Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑖, besteht

(hellblaue kreisförmige Symbole in Abbildung 5-18b), besteht 𝑒𝑡𝑖 bei der PBF-LB/M/316L-Variante

überwiegend aus der elastischen Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑒, siehe schwarze dreieckige Symbole. Die

plastischen Anteile der PBF-LB/M/316L-Variante sind bei 650 °C/175 MPa und 600 °C / 200 MPa gleich

null und daher in der logarithmischen Auftragung nicht dargestellt.

𝑒𝑡𝑖 =𝑒𝑒+𝑒𝑖

5-2

5.6.2 Kriechverhalten

Abbildung 5-19 stellt in allgemeiner Form die Antwort beider Werkstoffvarianten auf die Kriechbelas-

tung dar. Alle Versuche wurden bis zum Bruch durchgeführt. Aufgrund der langen Versuchszeit musste

die Darstellung des HR/316L / 600 °C / 225 MPa-Versuchs unterbrochen werden (siehe Pfeil nach

rechts in Abbildung 5-19a und b). Drei Diagramme sind in Abbildung 5-19 zu sehen: Kriechdehnung, 𝑒𝑓,

vs. verstrichene Zeit nach Ende der Lastaufbringung (abgekürzt Zeit), 𝑡, Abbildung 5-19a; Kriechrate,

𝑒󰇗𝑓, vs. 𝑡, Abbildung 5-19b, und 𝑒󰇗𝑓 vs. gesamte Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡, Abbildung 5-19c. Die Kurve

150 175 200 225 250 275 300

0.001

0.01

0.1

HR HT450 HT900

600°C

650°C

eti (%)

Ro (MPa)

150 175 200 225 250 275 300

0.001

0.01

0.1

ee ei

600°C

650°C

ee and ei (%)

Ro (MPa)

HT450

HT900

5 Ergebnisse

𝑒𝑓 vs. 𝑡, Abbildung 5-19a, wurde direkt aus den Rohdaten der Dehnung und der Zeit erstellt. Die Lücke

in den Daten bei 650 °C / 650 MPa bei etwa 150 h ist auf einen Fehler in der Datenerfassung zurückzu-

führen. Zur Erstellung der Kurve 𝑒󰇗𝑓 vs. 𝑡, Abbildung 5-19b, wurden die Rohdaten der Dehnung mit ei-

nem gleitenden Durschnitt geglättet und anschließend nach der Zeit abgeleitet. Die dadurch erhalte-

nen Daten der Kriechrate wurden wiederum mit einem gleitenden Durchschnitt geglättet. Die Darstel-

lung 𝑒󰇗𝑓 vs. 𝑒𝑡, Abbildung 5-19c, entstand durch das Plotten der geglätteten Daten der Kriechrate ge-

genüber den Rohdaten der Dehnung. Anhand der Diagramme in Abbildung 5-19 lässt sich bereits Fol-

gendes feststellen: (i) die Bruchzeiten, 𝑡𝑢, der PBF-LB/M/316L-Variante (schwarze Symbole) sind in

allen Belastungsszenarien kürzer als die der HR/316L-Variante (siehe Abbildung 5-19a), (ii) die PBF-

LB/M/316L-Variante erreicht geringere Zeitbruchdehnungen als die HR/316L-Variante (siehe Abbil-

dung 5-19a) und (iii) die minimale Kriechrate wird bei der PBF-LB/M/316L-Variante bei gleicher

Prüfspannung und gleicher Prüftemperatur schneller (siehe Abbildung 5-19b) und bei kleineren Ge-

samt-, 𝑒𝑡, und Kriechdehnungen, 𝑒𝑓, erreicht als bei der HR/316L-Variante (siehe Abbildung 5-19c).

Diese Erkenntnisse werden im Folgenden detaillierter analysiert und dargestellt. Tabelle F1 im Anhang

F gibt einen Überblick über die untersuchten Parameter und die aus den Kriechversuchen ermittelten

Kennwerte.

Abbildung 5-19. Vergleich des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante mit der HR/316L-Vari-

ante. a) Kriechdehnung vs. Zeit, b) Kriechrate vs. Zeit, c) Kriechrate vs. gesamte Extensometer-Deh-

nung. Reproduziert und angepasst aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copy-

right Elsevier (2022).

0100 200 300 400 500 600 700

ef (%)

t (h)

0100 200 300 400 500 600 700

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

4x10-4

4x10-3

4x10-2

4x10-1

4x100

4x101

4x102

ef (%/h)

ef (1/s)

t (h)

0 3 6 9 12 15 18 21 24 27

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

4x10-4

4x10-3

4x10-2

4x10-1

4x100

4x101

4x102

ef (%/h)

ef (1/s)

et (%)

0 3 6 9 12 15 18 21 24 27

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

4x10-4

4x10-3

4x10-2

4x10-1

4x100

4x101

4x102

ecr in %/h

ecr in s-1

e in %

Ro (MPa)

175 200 225 250 275

600°C

650°C

LPBF

5 Ergebnisse

5.6.2.1 Bruchzeit

Die Bruchzeiten, 𝑡𝑢, sind in Abbildung 5-20 dargestellt. Dabei handelt es sich um ein Zeitstanddia-

gramm, bei dem die Bruchzeiten, 𝑡𝑢, in Abhängigkeit von den Prüfspannungen, 𝑅𝑜, für jede Kombina-

tion von Prüfparametern aufgetragen werden und sie mit einer Potenzfunktion 𝑓(𝑥)=𝑎∙𝑥𝑏 gefittet

wurden. Die PBF-LB/M/316L-Variante (schwarze Symbole) hat in allen Belastungsszenarien kürzere

Bruchzeiten als die HR/316L-Variante (blaue Symbole, gestrichelte Linien). Die Bruchzeit des HT900-

Zustands (oranges Symbol) ist auch dargestellt und wird im Abschnitt 5.6.3 behandelt. Bei beiden Prüf-

temperaturen neigen die Bruchzeiten beider Werkstoffvarianten mit zunehmender Spannung zu kon-

vergieren.

Abbildung 5-20. Vergleich der HT450- und HT900-Zustände mit der HR/316L-Variante. Prüfspannung,

𝑅𝑜, vs. Bruchzeit, 𝑡𝑢. Reproduziert und modifiziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach

CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

5.6.2.2 Kriechduktilität

Ein Wert, der alternativ zur Zeitbruchdehnung, 𝐴𝑢, indirekt zur Beschreibung der Kriechduktilität dient,

ist die Kriechdehnung, 𝑒𝑓. Eine Beschreibung der Kriechduktilität auf der Grundlage von 𝑒𝑓 ist aber nur

sinnvoll, wenn alle Prüfkörper entweder innerhalb oder außerhalb der Messlänge des Dehnungsaufneh-

mers brechen. In dieser Studie wird diese Bedingung erfüllt. Alle Prüfkörper sind außerhalb der Mess-

länge des Dehnungsaufnehmers an ähnlichen Positionen relativ zu dem Einspannbereich gebrochen.

Abbildung 5-19 zeigt, dass die PBF-LB/M/316L-Variante nicht nur kleinere plastische Anfangsdehnun-

gen (𝑒𝑖 in Abbildung 5-18b), sondern auch, bei gleichen Prüfparametern, kleinere Kriechdehnungen, 𝑒𝑓,

im Vergleich zur HR/316L-Variante bei allen Kombinationen von Prüfparametern aufweist (siehe auch

Tabelle F1 im Anhang F). Daraus lässt sich schließen, dass die PBF-LB/M/316L-Variante insgesamt eine

geringere Kriechduktilität als die HR/316L-Variante besitzt. Darüber hinaus (siehe Werte in Tabelle F1

im Anhang F) gibt es keinen unmittelbaren Zusammenhang zwischen Kriechdehnung und Prüfspan-

nung und bei gleichen Prüfparametern bewirken höhere Prüftemperaturen eine Zunahme der

Kriechdehnung (gilt bei beiden Werkstoffvarianten).

5.6.2.3 Dauer der einzelnen Kriechstadien

Aus mikrostruktureller Sicht ist ein Diagramm der Kriechrate, 𝑒󰇗𝑓, als Funktion der Zeit, Abbildung

5-19b, oder der Dehnung, Abbildung 5-19c, aufschlussreicher als das Diagramm 𝑒𝑓 vs. 𝑡, Abbildung

5-19a, da die Kriechrate die Reaktion des Materials auf die Belastung direkter darstellt [230]. In diesem

Sinne zeigt Abbildung 5-19b (𝑒󰇗𝑓 vs. 𝑡) zusätzlich zu den Beobachtungen aus Abbildung 5-19a, dass die

PBF-LB/M/316L-Variante die minimale Kriechrate bei gleicher Prüfspannung und gleicher Prüftempe-

ratur zu einem früheren Zeitpunkt als die HR/316L-Variante erreicht bzw. die primäre Kriechphase kür-

zer ist. Außerdem zeigt Abbildung 5-19b bereits, dass die PBF-LB/M/316L-Variante eine kürzere se-

kundäre Kriechphase und ein beschleunigtes Schädigungsverhalten bzw. eine kürzere tertiäre Kriech-

phase als die HR/316L-Werkstoffvariante aufweist. Um diese Erkenntnisse anschaulicher darzustellen,

100101102103104105

150

175

200

225

250

275

300

T (°C)

600 650

LPBF HT450

LPBF HT900

Ro (MPa)

tu (h)

5 Ergebnisse

zeigt Abbildung 5-21 die Dauer der primären, 𝑡1, sekundären, 𝑡2, und tertiären Kriechphasen, 𝑡3. Die

Daten bezüglich des HT900-Zustands (orange Symbole, siehe Abschnitt 5.6.3) sowie aus unterbroche-

nen Wiederholungsversuchen (Pfeile, siehe Abschnitt 5.6.4) sind dabei auch dargestellt und werden in

den entsprechenden Abschnitten behandelt. Die Unterschiede zwischen den Dauern der Kriechstadien

zwischen beiden Werkstoffvarianten bei gleicher Prüfspannung und gleicher Temperatur sind signifi-

kant (die y-Achse ist auf einer logarithmischen Skala aufgetragen). Der Unterschied zwischen den Dau-

ern der Kriechphasen der PBF-LB/M/316L-Variante (schwarze Symbole, durchgezogene Linien) und der

HR/316L-Variante (blaue Symbole, gestrichelte Linien) scheint, wie im Fall der Bruchzeiten (Abbildung

5-20), mit zunehmender Prüfspannung kleiner zu werden. Um dies zu zeigen, wurden die Datenpunkte

mit einer Potenzfunktion 𝑓(𝑥)=𝑎∙𝑥𝑏 angepasst. Schließlich ist bei beiden Werkstoffvarianten die

Dauer der tertiären Kriechphase etwa eine Größenordnung höher als diejenige der beiden anderen

Kriechphasen. Die Zeitpunkte für den Beginn der sekundären und tertiären Kriechphasen, 𝑡12 bzw. 𝑡23

(Gleichung 5-3), wurden als Grenzwerte einer Linienanpassung bestimmt, die an den Rohdaten Deh-

nung vs. Zeit und welche zur Bestimmung der minimalen Kriechrate, 𝑒󰇗𝑠, durchgeführt wurde. Die Dauer

des sekundären Kriechens, 𝑡2, wurde gemäß Gleichung 5-3 und die Dauer des tertiären Kriechens ge-

mäß Gleichung 5-4 bestimmt (𝑡u ist die Bruchzeit).

𝑡2=𝑡23−𝑡12

5-3

𝑡3=𝑡𝑢−𝑡23

5-4

Abbildung 5-21. Vergleich der HT450- und HT900-Zustände mit der HR/316L-Variante. Dauer der

Kriechphasen. a) Primäre, b) sekundäre und c) tertiäre Kriechphase (𝑡1, 𝑡2 und 𝑡3) vs. Prüfspannung

(𝑅𝑜). Die Pfeile deuten auf unterbrochene Wiederholungsversuche hin (siehe Abschnitt 5.6.4). Repro-

duziert und modifiziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier

(2022).

5.6.2.4 Kriechdehnung bei minimaler Kriechrate

Das Diagramm der Kriechrate, 𝑒󰇗𝑓, über der gesamten Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡, bis zum Versagen,

Abbildung 5-19c, hilft dabei, die Unterschiede im Werkstoffverhalten weiter zu verstehen. Zum einen

150 175 200 225 250 275 300

0.1

100

1000

HR HT450 HT900

600°C

650°C

t1 (h)

Ro (MPa)

150 175 200 225 250 275 300

0.1

100

1000

HR HT450 HT900

600°C

650°C

t2 (h)

Ro (MPa)

150 175 200 225 250 275 300

0.1

100

1000

HR HT450 HT900

600°C

650°C

t3 (h)

Ro (MPa)

5 Ergebnisse

zeigt sich erneut (siehe Abbildung 5-18a), dass die gesamte Anfangs-Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡𝑖, der

PBF-LB/M/316L-Variante für alle Kombinationen von Prüfparametern kleiner ist als bei der HR/316L-

Variante

. Andererseits deutet Abbildung 5-19c darauf hin, dass die PBF-LB/M/316L-Variante bei den

geprüften Parametern die minimale Kriechrate, 𝑒󰇗𝑠, bei kleineren Gesamt-, 𝑒𝑡, und Kriechdehnungen,

𝑒𝑓, erreicht als die HR/316L-Variante. Abbildung 5-22, eine Darstellung der Kriechdehnung beim Errei-

chen der minimalen Kriechrate, 𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠, für jede Prüfspannung verdeutlicht dies (die Werte für 𝑒𝑓 bei

𝑒󰇗𝑠 sind auch in Tabelle F1 im Anhang F zu finden). Die Daten bezüglich des HT900-Zustands (orange

Symbole, siehe Abschnitt 5.6.3) sowie aus unterbrochenen Wiederholungsversuchen (Pfeile, siehe Ab-

schnitt 5.6.4) sind dabei auch dargestellt und werden in den entsprechenden Abschnitten behandelt.

Die PBF-LB/M/316L-Variante (schwarze Symbole, durchgezogene Linien) erreicht die minimale Kriech-

rate bei deutlich geringeren Dehnungen (< 0,2 %; etwa eine Größenordnung niedriger) als die HR/316L-

Variante (blaue Symbole, gestrichelte Linien; > 2 %). Darüber hinaus ist die Spannungsabhängigkeit

von 𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠, für beide Werkstoffvarianten bei jeder Prüftemperatur vernachlässigbar. 𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠 wurde

als der Wert der Kriechdehnung bestimmt, der sich bei dem Zeitpunkt des Beginns der sekundären

Kriechphase, 𝑡12, entwickelt hat. Die minimale Kriechrate, 𝑒󰇗𝑠, wurde anhand Abbildung 5-19a bestimmt

und abgelesen. Dafür wurde eine lineare Interpolation zwischen den Datenpunkten durchgeführt. Die

für 𝑒󰇗𝑠 erhaltenen Werte sind in Tabelle F1 im Anhang F dargestellt. Die Abhängigkeit von 𝑒󰇗𝑠 von der

Prüfspannung und -temperatur wird im Abschnitt 6.2.3 dargestellt und diskutiert. Schließlich zeigt sich

beim Vergleich der Werte der Bruchdehnung aus den Zugversuchen (siehe Tabelle D1 im Anhang D) mit

der Zeitbruchdehnung aus den Kriechversuchen (siehe Tabelle F1 im Anhang F), dass bei der PBF-

LB/M/316L-Variante, im Vergleich zu den Zugversuchen, die Abnahme der Duktilität von 600 °C auf

650 °C in den Kriechversuchen viel höher ist (bis zum Dreifachen), als es der Fall bei der HR/316L-Vari-

ante ist. Die Duktilität der PBF-LB/M/316L-Variante ist empfindlicher gegenüber der Belastungsart im

Vergleich zur HR/316L-Variante.

Abbildung 5-22. Vergleich der HT450- und HT900-Zustände mit der HR/316L-Variante. Kriechdehnung

bei minimaler Kriechrate, 𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠, vs. Prüfspannung, 𝑅𝑜. Die Pfeile deuten auf unterbrochene Wieder-

holungsversuche hin (siehe Abschnitt 5.6.4). Reproduziert und modifiziert aus

Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

5.6.3 Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h

In diesem Abschnitt werden die Ergebnisse bezüglich des Effekts der HT900-Wärmebehandlung auf

die Kriecheigenschaften des HT450-Zustands (PBF-LB/M/316L-Variante) dargestellt. Diese Studie

Dafür muss beachtet werden, dass die x-Achse die gesamte Anfangs-Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡, darstellt und

daher die anfängliche Dehnung, 𝑒𝑡𝑖, als ein Offset in 𝑒𝑡 sichtbar ist (bevor das Kriechen beginnt, ist 𝑒󰇗𝑓 gleich null).

Dieses Offset ist bei der HR/316L-Variante am deutlichsten.

150 175 200 225 250 275 300

0.02

0.05

0.2

0.5

0.01

0.1

HR HT450 HT900

600°C

650°C

ef at es (%)

Ro (MPa)

5 Ergebnisse

wurde anhand von einem an dem HT900-Zustands bei 600 °C / 225 MPa bis zum Bruch gefahrenen

Kriechversuch durchgeführt. Das Ergebnis dieses Kriechversuchs wird mit denen des HT450-Zustands

und der HR/316L-Variante in Vergleich gesetzt.

Analog zu der Darstellung der Ergebnisse des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante und der

HR/316L-Variante in den Abschnitten 5.6.1 und 5.6.2, wird im Folgenden auf die Antwort auf die Be-

lastung (Abschnitt 5.6.3.1), und anschließend auf das Kriechverhalten (Abschnitt 5.6.3.2), die Bruchzeit

und die Dauer der einzelnen Kriechstadien (Abschnitt 5.6.3.3), die Duktilität beim Kriechen und die

Kriechdehnung bei minimaler Kriechrate (Abschnitt 5.6.3.4) eingegangen.

5.6.3.1 Antwort auf Belastung

Der HT900-Zustand weist eine gesamte Anfangs-Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡𝑖, von 0,41 % auf, welche

aus einem elastischen Anteil, 𝑒𝑒, von 0,17 % und einem plastischen Anteil, 𝑒𝑖, von 0,24 % besteht. So-

mit ist 𝑒𝑡𝑖 mehr als doppelt so groß als bei dem HT450-Zustand, bei welchem 𝑒𝑡𝑖 = 0,17 % beträgt. Je-

doch beträgt sie immer noch weniger als 10 % des Werts der HR/316L-Variante (𝑒𝑡𝑖 ca. 4,4 %), siehe

Abbildung 5-18 und Tabelle F1 im Anhang F. Insgesamt ist die Zunahme der gesamten Extensometer-

Dehnung nach der Wärmebehandlung überwiegend auf die Zunahme des plastischen Anteils zurück-

zuführen, welcher jedoch viel geringer ist als derjenige der HR/316L-Variante (𝑒𝑖 = 4,15 %). Um diese

Zusammenhänge zu verdeutlichen sind die einzelnen Werte der elastischen und plastischen Anteile

der gesamten Anfangs-Extensometer-Dehnung in Abbildung 5-18 dargestellt und Tabelle F2 im An-

hang F zu finden.

5.6.3.2 Kriechverhalten

Die beiden Diagramme in Abbildung 5-23, 𝑒𝑓 vs. 𝑡 (Abbildung 5-23a; vgl. Abbildung 5-19a) und 𝑒󰇗𝑓 vs. 𝑒𝑡

(Abbildung 5-23b; vgl. Abbildung 5-19c), lassen mehrere Aspekte des Effekts der HT900-Wärmebe-

handlung auf das Kriechverhalten des HT450-Zustands hervorheben. Bei beiden Diagrammen sind die

Datenpunkte bis zum Bruch gezeigt.

Abbildung 5-23. Effekt der HT900-Wärmebehandlung (orange Symbole) auf das Kriechverhalten des

zuvor bei 450°C wärmebehandelten Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (schwarze Symbole). Die

Ergebnisse der HR/316L-Variante werden als Referenz gezeigt. Prüfparameter 600°C / 225 MPa. a) 𝑒𝑓

vs. 𝑡, b) 𝑒󰇗𝑓 vs. 𝑒𝑡. Beide Diagramme stellen die Datenpunkte der Versuche bis zum Bruch dar.

Hinsichtlich der Kriechduktilität ist die Kriechdehnung des HT900-Zustands, 𝑒𝑓 in Abbildung 5-23a,

merklich größer (fast dreimal so groß) als diejenige des HT450-Zustands und übertrifft sogar diejenige

01000 2000 3000 4000

ef (%)

t (h)

0 3 6 9 12 15

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

ef (1/s)

et (%)

01000 2000 3000 4000

PBF-LB HR

HT450 HT900

ef (%)

t (h)

5 Ergebnisse 
 
69 
 
der HR/316L-Variante. Die gesamte Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡 in Abbildung 5-23b, ist ebenfalls grö-
ßer bei dem HT900- als bei dem HT450-Zustand, wie im Fall der gesamten Anfangs-Extensometer-
Dehnung sowie der Kriechdehnung. 𝑒𝑡 ist beim Bruch sogar größer als diejenige der HR/316L-Variante 
trotz der viel kleineren gesamten Anfangs-Extensometer-Dehnung (erkennbar als ein Offset der Kurve 
in der x-Achse; vgl. Abbildung 5-19c). Die Zeitbrucheinschnürung, 𝑍𝑢 in Tabelle F3 im Anhang F, ist mit 
22 % mehr als dreimal so groß wie bei dem HT450-Zustand (6,5 %), aber immer noch weniger als ein 
Drittel derjenigen der HR/316L-Variante (74 %). 
Die minimale Kriechrate ist, für die gewählten Prüfparameter, bei dem HT900-Zustand ca. 1,4x so groß 
wie bei dem HT450-Zustand. Der Maß der Änderung der minimalen Kriechrate nach der HT900-Wär-
mebehandlung ist aber, im Vergleich zum Maß des Unterschieds beider PBF-LB/M/316L-Zustände zur 
minimalen Kriechrate der HR/316L-Variante (ca. Faktor 3), viel weniger signifikant. Die ermittelten 
Werte der minimalen Kriechraten sind in der Tabelle F4 im Anhang F zu finden. 
Schließlich, bei ca. 1,5 % gesamte Extensometer-Dehnung, im Bereich der tertiären Kriechphase, gibt 
es bei dem HT900-Zustand ein Knickpunkt im Verlauf der 𝑒󰇗𝑓 vs 𝑒𝑡 Kurve (Abbildung 5-23b), welcher 
eine weniger ausgeprägte Zunahme der Kriechrate in Abhängigkeit der Kriechdehnung bewirkt. 
5.6.3.3 Bruchzeit und Dauer der Kriechstadien 
Die Bruchzeit, 𝑡𝑢, grob erkennbar in Abbildung 5-23a und in Abbildung 5-20 dargestellt, beträgt 635 h 
und ist somit mehr als doppelt so groß wie in dem HT450-Zustand (𝑡𝑢 = 260 h), bleibt aber immer noch 
viel geringer als diejenige der HR/316L-Variante (𝑡𝑢 = 4287 h). 
Die längere Bruchzeit des HT900- im Vergleich zum HT450-Zustand ist überwiegend auf eine längere 
sekundäre  sowie  eine  längere  tertiäre  Kriechphase  zurückzuführen  (siehe  Abbildung  5-21).  Diese 
Kriechphasen dauern bei dem HT900-Zustand im Vergleich zum HT450-Zustand etwa 4x (sekundäre 
Kriechphase) bzw. 2,5x (tertiäre Kriechphase) länger. Im Gegensatz dazu ist die Dauer der ersten Kriech-
phase  geringfügig  kürzer  (siehe  Abbildung  5-21).  Die  einzelnen  Dauern  der  Kriechstadien  bei 
600 °C / 225 MPa bei den zwei geprüften PBF-LB/M/316L-Zuständen und der HR/316L-Variante sind 
in Tabelle F5 im Anhang F zu finden. 
5.6.3.4 Kriechdehnung bei minimaler Kriechrate 
Die Kriechdehnung bei minimaler Kriechrate, 𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠, ist vernachlässigbar kleiner im HT900- (0,07 %) 
im Vergleich zu der des HT450-Zustands (0,08 %), siehe Abbildung 5-22 und Tabelle F6 im Anhang F. 
5.6.4 Unterbrochene Kriechversuche 
Um die Entwicklung sowohl der Mikrostruktur als auch der mechanischen Eigenschaften nach Kriech-
belastung beim Erreichen der minimalen Kriechrate zu untersuchen, wurde ein unterbrochener Kriech-
versuch bei 600 °C / 225 MPa bei beiden untersuchten Werkstoffzuständen der PBF-LB/M/316L-Vari-
ante (HT450, HT900) sowie bei der HR/316L-Variante durchgeführt. 
In Abbildung 5-24 werden die dazu gehörenden Kriechkurven 𝑒𝑓 vs. 𝑡 (Abbildung 5-24a) und 𝑒󰇗𝑓 vs. 𝑒𝑡 
(Abbildung 5-24b) dargestellt. Die Datenpunkte der unterbrochenen Versuche sind in grün dargestellt. 
Die Datenpunkte der bei den gleichen Prüfparametern bis zum Bruch durchgeführten Kriechversuche 
werden als Referenz dargestellt (blaue, orange und schwarze Symbole; vgl. Abbildung 5-23). Zur bes-
seren vergleichenden Darstellung sind Abbildung 5-24a bis 50 h und Abbildung 5-24b bis 𝑒𝑡 = 8 % ge-
zeigt. Insgesamt ist festzustellen, dass die Kurven der unterbrochenen Kriechversuche bis zum Unter-
brechungspunkt sehr gut mit denen der bis zum Bruch durchgeführten Kriechversuche übereinstim-
men, was für eine hohe Reproduzierbarkeit der Kriechversuche -zumindest bis zum Zeitpunkt der Un-
terbrechung- sowohl bei beiden PBF-LB/M/316L-Zuständen (HT450, HT900) als auch bei der HR/316L-
Variante spricht. Diese hohe Reproduzierbarkeit kann auch anhand von  Abbildung 5-18,  Abbildung 
5-21a, und Abbildung 5-22 festgestellt werden. Bei dem Wiederholungsversuch des HT450-Zustands 

5 Ergebnisse

gibt es eine Streuung bei 𝑡1 (siehe Abbildung 5-21a) und 𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠 (siehe Abbildung 5-22), die höher als

diejenige bei den anderen Wiederholungsversuche ist. Diese größere Streuung gab es aber weder bei

der minimalen Kriechrate (siehe Tabelle F4 im Anhang F) noch bei der zum Zeitpunkt der Unterbre-

chung entwickelten Kriechdehnung. Auf dieser Basis können die zum Unterbrechungszeitpunkt ermit-

telten mechanischen Eigenschaften (siehe Abbildung 5-25c) und Mikrostruktur-Merkmale (siehe Ab-

schnitt 5.9.1) als repräsentativ für die drei Wiederholungsversuche angesehen werden.

Abbildung 5-24. Kriechkurven der durchgeführten unterbrochenen Versuche (grüne Symbole) bei

600 °C / 225 MPa. Die Unterbrechung der Kriechversuche erfolgte beim Erreichen der minimalen

Kriechrate. Als Referenz sind die Datenpunkte der Versuche bis zum Bruch bei gleichen Parametern

gezeigt. a) 𝑒𝑓 vs. 𝑡, b) 𝑒󰇗𝑓 vs. 𝑒𝑡.

5.7 Zugversuche an Miniatur-Proben

In diesem Abschnitt werden anhand Abbildung 5-25 die Ergebnisse bezüglich der Zugversuche an Mi-

niatur-Proben dargestellt. Diese Versuche hatten das Ziel, die Entwicklung des Zugverhaltens und der

bei den Zugversuchen ermittelten Festigkeitskennwerte zu untersuchen.

5.7.1 Vergleich des Spannungs-Dehnungs-Verhaltens zwischen Standard- und Miniatur-

Proben

In Abbildung 5-25a und b werden die S-D-Kurven von Standard- und Miniatur-Proben verglichen. Die

Standard-Proben wurden aus Türmen und Wänden der PBF-LB/M/316L-Zustände (HT450, HT900) so-

wie aus Blöcken der Platte der HR/316L-Variante gefertigt. Die Standard-Proben wurden aus HT450-

Wänden sowie aus einem Block der HR/316L-Platte gefertigt. Die S-D-Kurven der Versuche an Minia-

tur-Proben in Abbildung 5-25a und b sind bis zum Punkt der Abnahme des Dehnungsaufnehmers dar-

gestellt. In Abbildung 5-25a sind die S-D-Kurven nur bis 20 % gezeigt, um den Vergleich zwischen den

beiden Probengeometrien zu vereinfachen. Die Kennwerte der Zugversuche an Standard-Proben sind

in Tabelle D1 und diejenige der Zugversuche an Miniatur-Proben in Tabelle D2 im Anhang D zu finden.

010 20 30 40 50

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

LPBF HR

HT450 HT900

until rupture

interrupted

ef (%)

t (h)

0 2 4 6 8

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

HT450 HT900 HR

Until rupture

Interrupted

ef (1/s)

et (%)

010 20 30 40 50

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

PBF-LB HR

HT450 HT900

until rupture

interrupted

ef (%)

t (h)

5 Ergebnisse

Abbildung 5-25. Zugversuche an Miniatur-Proben. a) und b) Spannungs-Dehnungs-Kurven von Stan-

dard- und Miniatur-Proben im Vergleich. a) Darstellung bis 20 % Dehnung, b) Darstellung bis 0,8 %

Dehnung, c) an Miniatur-Proben ermittelten Festigkeitskennwerte vor und nach Kriechbelastung,

d) entsprechende S-D-Kurven.

Sowohl bei den PBF-LB/M/316L-Zuständen als auch bei der HR/316L-Variante ist bei den Miniatur-

Proben (hellgrün, hellorange, königsblau) eine Verschiebung der S-D-Kurven zu einem niedrigeren

Spannungsniveau festzustellen. Diese Verschiebung ist reproduzierbar und ist bei der HR/316L-Vari-

ante weniger ausgeprägt. Darüber hinaus ist bei den PBF-LB/M/316L-Zuständen die Streuung der Ver-

suche an den Miniatur-Proben scheinbar etwas größer als bei den Standard-Proben. Im Gegensatz dazu

scheint die Streuung bei den Versuchen an den Miniatur-Proben der HR/316L-Variante etwas geringer

als diejenige bei den Versuchen an den Standard-Proben zu sein. Bei dem HT450-Zustand bewirkt die

miniaturisierte Probengeometrie (hellgrün) eine kleinere Steigung der S-D-Kurve im elastischen Be-

reich, 𝑚𝐸, siehe die Darstellung bis 0,8 % in Abbildung 5-25b.

0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20

100

200

300

400

500

600

700

LPBF HR

HT450 HT900

Standard, Turm Standard

Standard, Wand

Mini, Turm

Mini, Wand Mini

Stress (MPa)

Strain (%)

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

100

200

300

400

500

600

700

LPBF HR

HT450 HT900

Standard, Turm Standard

Standard, Wand

Mini, Turm

Mini, Wand Mini

Stress (MPa)

Strain (%)

0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20

100

200

300

400

500

600

700

PBF-LB HR

HT450 HT900

Standard, Turm Standard

Standard, Wand

Mini, Turm

Mini, Wand Mini

Stress (MPa)

Strain (%)

Before creep At min ef

100

200

300

400

500

600

700

PBF-LB HR

HT450 HT900

Rp0.2

Rp0.2, Rm (MPa)

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

100

200

300

400

500

600

700

PBF-LB HR

HT450 HT900

Before After Before After Before After

Mini, Wand

Mini, Turm

Mini, Block

Stress (MPa)

Strain (%)

5 Ergebnisse 
 
72 
 
5.7.2 Entwicklung der Festigkeitskennwerte nach Kriechbelastung bei 600 °C / 225 MPa 
Die Entwicklung der Festigkeitskennwerte und des Zugverhaltens nach Kriechbelastung werden in Ab-
bildung 5-25c und Abbildung 5-25d dargestellt. Die 0,2 % Dehngrenzen, 𝑅𝑝0,2, Abbildung 5-25c, kon-
vergieren nach der Kriechbeanspruchung (siehe Quadrate auf der rechten Seite der Abbildung 5-25c 
und gestrichelte Linien in Abbildung 5-25d). Während der 𝑅𝑝0,2-Wert des HT450-Zustands leicht ab-
nimmt, steigen die 𝑅𝑝0,2-Werte des HT900-Zustand und der HR/316L-Variante an. Dabei ist der An-
stieg des 𝑅𝑝0,2-Wertes des HT900-Zustands im Vergleich zu dem der HR/316L-Variante eher gering. 
Diese Entwicklung von 𝑅𝑝0,2 nach dem Ende der ersten Kriechphase deutet auf Entfestigungsprozesse 
beim HT450-Zustand hin, während der HT900-Zustand und die HR-Variante verfestigen. Darüber hin-
aus erhöht sich die Steigung der S-D-Kurve im elastischen Bereich (hellgrüne Linien in Abbildung 5-25b 
bzw. schwarze Linien in Abbildung 5-25d) nach der Kriechbelastung (schwarze gestrichelte Linien in 
Abbildung 5-25d), so dass sie eher den Steigungen aller anderen untersuchten Zuständen ähnelt. 
Die Entwicklung der Zugfestigkeit, 𝑅𝑚, ist generell weniger ausgeprägt als die der 0,2 % Dehngrenze. 
Während die Zugfestigkeit des HT450-Zustands nahezu konstant bleibt, steigt sie bei dem HT900-
Zustand ein wenig und bei der HR/316L-Variante etwas stärker an. Nach der Kriechbeanspruchung kon-
vergieren die 𝑅𝑚-Werte der PBF-LB/M/316L-Zuständen (HT450 und HT900), während die 𝑅𝑚-Werte 
der HR/316L-Variante etwas höher liegen. 
Der Zustand vor mechanischer Belastung anhand von Miniatur-Proben konnte bei dem HT450-Zustand 
nur an Wand-Proben charakterisiert werden (siehe Legende zu Abbildung 5-25a und b). Es kann daher 
kein direkter Vergleich des Zustands vor und nach Kriechbelastung zwischen aus HT450-Türmen stam-
menden Miniatur-Proben durchgeführt werden.  Die  mögliche  Auswirkung  eines  solchen Vergleichs 
beim HT450-Zustand (mit Miniatur-Wandproben anstatt Miniatur-Turmproben) wurde aber aus mik-
rostruktureller Sicht reduziert, indem die Breiten- und Dickenrichtung der Miniatur-Proben aus den 
Kriechproben der unterbrochenen Versuchen (HT450-Türme), genauso wie bei den Miniatur-Wandpro-
ben, einen 45° Winkel zur Richtung der Scan-Vektoren aufweisen. Außerdem liegen die Kurven aus den 
Zugversuchen an Standard-Proben, welche sowohl aus Türmen (schwarz in Abbildung 5-25a und b) als 
auch aus Wänden (dunkelgrün in derselben Abbildung) gefertigt wurden, nahezu übereinander und in-
nerhalb der üblichen Streuung, und die Kennwerte sind auch nahezu identisch (siehe Tabelle D1 im An-
hang D), was, obwohl nicht unbedingt direkt auf die Miniatur-Proben übertragbar ist, darauf hindeutet, 
dass der Ursprung der Zugproben (aus Turm vs. aus Wand) eine geringe Auswirkung auf die resultie-
renden Zugeigenschaften hat. Daher wird der Vergleich von Miniatur-Turmproben aus ungebrochenen 
Kriechproben mit Miniatur-Wandproben für richtig befunden. Im Fall des HT900-Zustands war die Ver-
gleichbarkeit zwischen dem Zustand vor und nach Kriechbelastung anhand von Miniatur-Proben besser 
gegeben, denn in diesem Fall konnten die Miniatur-Proben aus einem Turm hergestellt werden. 
5.8 Charakterisierung des Versagens 
In diesem Abschnitt werden Ergebnisse aus sowohl zerstörenden als auch zerstörungsfreien Untersu-
chungen an dem HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante und an der HR/316L-Variante nach 
Zug- (Abschnitt 5.8.1), LCF- (Abschnitt 5.8.2) und Kriechbelastung (Abschnitt 5.8.3), sowie an dem 
HT900-Zustand nach Kriechbelastung (Abschnitt 5.8.3) dargestellt. Insgesamt liegt der Fokus auf der 
Charakterisierung des Schädigungsverhaltens der PBF-LB/M/316L-Zustände unter Berücksichtigung 
der Rolle der im Abschnitt 5.1 dargestellten mikrostrukturellen Merkmale. Auf die Charakterisierung 
des Versagens nach Zugbelastung wird in geringerer Detailtiefe eingegangen, da es nicht Bestandteil 
dieses Promotionsprojekts war. 
5.8.1 Versagen im Zugversuch 
In Abbildung 5-26 sind räpresentative lichtmikroskopische Aufnahmen gebrochenener Zugproben der 
PBF-LB/M/316L-Variante  und  der  HR/316L-Variante  zu  sehen.  In  Übereinstimmung  mit  den 

5 Ergebnisse

Ergebnissen in Tabelle D1 im Anhang D und Abbildung 5-10a ist da zu erkennen, dass die

Brucheinschnürung, 𝑍, der PBF-LB/M/316L-Variante bei allen Prüftemperaturen geringer als die der

HR/316L-Variante ist und sie mit zunehmender Prüftemperatur abnimmt, während sie bei der

HR/316L-Variante ein Minimum bei 400 °C aufweist.

Abbildung 5-26. Versagen der Zugproben bei verschiedenen Temperaturen. a) HT450-Zustand der PBF-

LB/M/316L-Variante, b) HR/316L-Variante.

Bei Raumtemperatur weisen beide Werkstoffvarianten einen zähen Zug-Gewaltbruch mit Schublippen

(Trichter-Kegel-Bruch) auf. Am deutlichsten ausgeprägt ist er bei der HR/316L-Variante (Abbildung

5-26b). Bei der PBF-LB/M/316L-Variante gibt es einen höheren Scheranteil (Abbildung 5-26a). Bei den

höheren Prüftemperaturen besteht bei beiden Werkstoffvarianten ein Scherbruch. Dabei sind bei der

PBF-LB/M/316L-Variante auch Bereiche mit aufrechter und in Lastrichtung orientierter offenbare Wa-

benbildung (siehe blaue Pfeile) und bei der HR/316L-Variante Bereiche mit anderen Scherebenen (siehe

schwarze Pfeile) vorhanden.

Bei den bei 600 °C geprüften Proben und, weniger ausgeprägt, bei den bei 400 °C geprüften Proben der

PBF-LB/M/316L-Variante wurde eine Mischung von Bruchmechanismen festgestellt. Auf die

detaillierte Darstellung der Ergebnisse wurde verzichtet. Auf der Bruchfläche ist die schachbrettartige

Kornmorphologie (siehe Abbildung 5-1a) zu erahnen und auf der Mantelfläche sind Nebenrisse festzu-

stellen, deren Form auf einen interkristallinen Bruch hindeutet. Die Wabenbildung konzentriert sich

eher in den interkolumnaren Bereichen (REM-Ergebnisse nicht gezeigt). Die Korngrenzen sind offenbar

aufgerissen und es hat ein interkristalliner Spaltbruch stattgefunden. Auf der Bruchfläche der bei

400 °C geprüften Proben (Abbildung 5-26b) sind diese Versagensmerkmale auch aber nur teilweise zu

erkennen.

5.8.2 Versagen unter Low-Cycle-Fatigue-Beanspruchung

Im Folgenden werden die Versagensmerkmale der LCF-Proben der PBF-LB/M/316L-Variante und der

HR/316L-Variante bei allen Prüftemperaturen und Dehnungsschwingbreiten beschrieben. Das erfolgt

anhand repräsentativer Aufnahmen in Abbildung 5-27 bis Abbildung 5-30 (PBF-LB/M/316L-Variante)

und in Abbildung 5-31 (HR/316L-Variante). In Abbildung 5-30 wird speziell auf die Versagensmerkmale

der bei 600 °C / 0,4 % geprüften Probe eingegangen, um einen Vergleich mit dem Versagensmecha-

nismus bei Kriechbeanspruchung bei 600 °C / 225 MPa durchzuführen.

Insgesamt weist die Mehrheit der Bruchflächen der PBF-LB/M/316L-Variante eine ausgeprägte un-

ebene Topografie auf (siehe Abbildung 5-27a und Abbildung 5-28a). Dennoch wurden auch nahezu fla-

che und senkrecht zur Lastrichtung liegende Bruchflächen bei der höchsten Dehnungsschwingbreite

(1,6 %) bei Raumtemperatur und 600 °C und bei den kleinsten Dehnungsschwingbreiten (0,6 % und

0,4 %) bei 600 °C gefunden (nicht gezeigt). Mit ansteigender Prüftemperatur wird die Verformung im

Bereich des Bruchs geringer (Abbildung 5-27f).

5 Ergebnisse

Rissinitiierung findet insgesamt vorwiegend auf der Oberfläche statt und kann sowohl trans- als auch

interkristallin sein. Im Probeninneren gibt es keine eindeutigen Rissinitiierungsstellen (in dieser Arbeit

anhand von blauen Pfeilen exemplarisch dargestellt). Nebenrisse (SC, engl. Secondary Crack), welche

auf mehrfache Rissinitiierung (Sekundärrisse) hindeuten, sind sowohl auf den Bruchflächen (Abbildung

5-28a) als auch an unterschiedlichen Stellen auf der Mantelfläche entlang des Prüfbereichs (exempla-

risch gezeigt in Abbildung 5-27c und d) festzustellen. Meist sind SC bei Proben zu finden, welche Bruch-

flächen mit ausgeprägter Topografie aufweisen. Bei Proben mit eher flachen und senkrecht zur Last-

richtung liegenden Bruchflächen (600 °C / 0,4 %; - / 0,6 % und - / 1,6 %;) treten sie seltener auf bzw.

wurden sie nicht nachgewiesen.

Abbildung 5-27. LCF-Versagen des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (Teil I). a) bis d) aus-

gewählte lichtmikroskopische Aufnahmen von Bruchflächen (a, b) und Mantelflächen (c, d), e) und f)

REM-Aufnahmen der Mantelflächen nah der Bruchfläche. RF: Restbruch, SB: Gleitband, SC: Nebenriss,

TZ: Übergangsbereich, GB: (Großwinkel-)Korngrenze.

Bei Raumtemperatur erfolgt die Rissinitiierung offenbar vorwiegend transkristallin an Gleitbändern

(SB, engl. Slip Band) und bei 600 °C vorwiegend interkristallin an (Großwinkel-)Korngrenzen. Bei 600 °C

wurden Oxidationsphänomene an Rissinitiierungsstellen oft beobachtet. Diese konnten mit Hilfe der

Anlauffarben bei den LM-Aufnahmen festgestellt werden (siehe Abbildung 5-30b). Bei 400 °C besteht

eine Mischung aus den bei Raumtemperatur und 600 °C auftretenden Mechanismen. Dabei sind weni-

gere Gleitbänder an der Mantelfläche als bei Raumtemperatur zu beobachten und der Zusammenhang

zwischen Nebenrissen und GBs ist schwieriger festzustellen als bei 600 °C (siehe exemplarisch Abbil-

dung 5-27d). Gasporen spielen sowohl auf oder nahe der Probenoberfläche als auch im Probeninneren

offenbar keine wichtige Rolle bei der Rissinitiierung. Das gilt auch für Schmelzbadgrenzen (MPB).

Die Rissausbreitung ist in dem Bereich nahe der Rissinitiierungsstelle(n) im Allgemeinen überwiegend

transkristallin (siehe Abbildung 5-28c und d und Abbildung 5-29a). Bei 600 °C (Abbildung 5-28d)

scheint auch zum Teil eine interkristalline Rissausbreitung stattzufinden, welche an dem Wiedererken-

nen der schachtbrettartige Kornmorphologie feststellbar ist. Risse treffen sich oft an stufenartigen

Übergangsbereiche (TZ, engl. Transition Zone; siehe Abbildung 5-27a und b und Abbildung 5-28a und

b), welche die unebene Topografie der Bruchfläche verursachen und zumindest teilweise durch Quer-

risse (SC, engl. Secondary Crack) verursacht werden. Die Querrisse sind mit Pfeilen in Abbildung 5-28a

und b und Abbildung 5-29b exemplarisch markiert und sind bei allen Prüftemperaturen und insbeson-

dere bei 600 °C vorwiegend in den interkolumnaren Regionen (IR) zu finden.

5 Ergebnisse

Abbildung 5-28. LCF-Versagen des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (Teil II). a) bis d)

REM-Aufnahmen der Bruchflächen. c) und d) zeigen Rissinitiierungsstellen bei höherer Vergrößerung,

e) und f) Längsschliffe der bei einer Dehnungsschwingbreite von 1,6 % geprüften Probe. SB: Gleitband,

SC: Nebenriss, TZ: Übergangsbereich, GB: (Großwinkel-)Korngrenze, MPB: Schmelzbadgrenze, IR: in-

terkolumnarer Bereich, blaue Pfeile: Rissinitiierungsstelle.

Weitere Details über die Rissinitiierung und -ausbreitung wurden anhand von Schliffen in Längsrich-

tung aus bei RT / 1,6 % und 600 °C / 1,6 % getesteten Proben untersucht und ausgewählte Ergebnisse

sind in Abbildung 5-28e und f zu sehen. Eine ausgeprägte Verzweigung der Risse wurde sowohl bei

Raumtemperatur als auch bei 600 °C beobachtet und der Rissverlauf ist, in Übereinstimmung mit der

Beschreibung in den vorigen Absätzen, hauptsächlich transkristallin. Bei RT / 1,6 % bilden sich Risse

und Nebenrisse entweder 45° zur Lastrichtung oder entlang Gleitbänder (nicht gezeigt). Sie sind aber

auch vereinzelt im Probeninneren in unmittelbarer Nähe der Probenoberfläche zu finden. Bei

600 °C / 1,6 % wurden Nebenrisse ausschließlich auf der Bruchfläche beobachtet. Die ausgeprägte Ver-

zweigung der Risse wurde bei der HR/316L-Variante nicht beobachtet.

Dass es bei Raumtemperatur tatsächlich um Gleitbänder handelt, wurde anhand REM-Aufnahmen im

geätzten Zustand, EBSD-Messungen und unter Berücksichtigung des Schmidt-Faktors und der Lage

der Gleitebenen nachgewiesen. Die Ergebnisse werden in dieser Arbeit aber nicht gezeigt, weil sie Teil

anderen Promotionsvorhabens sind und zum Zeitpunkt der Erstellung dieser Arbeit noch nicht veröf-

fentlicht wurden.

5 Ergebnisse

Abbildung 5-29. LCF-Versagen des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (Teil III). Weiterfüh-

rende Merkmale der Rissausbreitung anhand REM-Aufnahmen auf den Bruchflächen. a) Schwingstrei-

fen (grünes Pfeil), b) und d) vermutlich „auffällige große Streifen“ [231] und Querrisse (in b) bei trans-

kristalliner Rissausbreitung, e) vermutlich „auffällige große Streifen“ [231] nah des Restbruchs (RF), c)

und f) Einfluss der gerichteten Zellstruktur auf die Rissausbreitung. SC: Nebenriss/Querriss, IR: inter-

kolumnarer Bereich.

Noch weitere ergänzende Details bezüglich der Rissinitiierung und -ausbreitung wurden anhand von

weiteren REM-Aufnahmen der Bruchflächen festgestellt. Diese Ergebnisse werden in Abbildung 5-29

gezeigt. In Abbildung 5-29a sind Schwingstreifen (exemplarisch anhand eines grünen Pfeils gezeigt)

zu erkennen. In Abbildung 5-29b, d und e sind Streifen zu sehen, deren Abstand voneinander zunimmt,

je näher sie am Restbruch liegen und den in [231] dargestellten auffälligen großen Streifen ähneln.

Neben Schwingstreifen sind in der Nähe von Rissinitiierungsstellen auch feine bahnartige Merkmale

festzustellen (siehe Abbildung 5-29a, schwarze Pfeile) und es wurden außerdem überall auf der Bruch-

fläche feine stufenartige Streifen festgestellt (siehe schwarzes durchgezogenes Pfeil in Abbildung

5-29f), welche nicht unbedingt Schwingstreifen oder auffällige große Streifen darstellen. Neben diesen

feinen stufenartigen Streifen wurden auch Regionen mit sehr feinen Waben festgestellt (siehe

schwarze Pfeile mit gestrichelter Linie in Abbildung 5-29c und f. Diese verteilen sich auf der gesamten

Bruchfläche und deuten auf Duktilität auf der Mikroskala und lokale interkristalline Wabenbrüche hin.

Von diesen Regionen mit sehr feinen Waben wurden zwei Arten festgestellt. Eine Art, welche gröber

erscheint und nur bei 600 °C beobachtet wurde, deutet auf einen interkristallinen Wabenbruch hin (Ab-

bildung 5-29f). Eine zweite feinere Art, bei welcher ein Zusammenhang mit der Zellstruktur vermutet

wird (siehe Abschnitt 6.3.2.1) ist in Abbildung 5-29c zu sehen.

Restbrüche (RF, engl. Residual Fracture) fehlen bzw. sind sehr klein in der Mehrheit der Fälle und be-

finden sich offenbar vorwiegend im Umfang der Bruchflächen. Diese sind in dieser Arbeit mit lila-Pfei-

len dargestellt und können sowohl bei Anwesenheit von einem einzelnen Anriss als auch von mehreren

konkurrierenden Rissverläufe auftreten, welche sich während des Versuchsverlaufs an stufenartigen

Übergangsbereichen (TZ) treffen (siehe Abbildung 5-27a). Die nach TZs aussehenden Bereichen können

Restbrüche darstellen, z. B. falls zwei gegenüber wachsenden Rissfronten sich gegen Ende des Ver-

suchs treffen. Dass nach TZs aussehenden Bereichen aber nicht immer den Restbruch darstellen,

konnte exemplarisch durch das Auseinanderziehen einer Probe festgestellt werden, welche innerhalb

des Versuchs zwar versagt aber nicht gebrochen ist, siehe Abbildung 5-27a. Dabei ist oben auf dem Bild

5 Ergebnisse

die durch das Auseinanderziehen verursachte Restbruchfläche deutlich zu erkennen und deutet darauf

hin, dass die große TZ in diesem Fall der Restbruch nicht dargestellt hätte, wenn der Versuch bis zum

Bruch durchgeführt worden wäre.

Als Ergänzung zu der allgemeinen Beschreibung der Versagensmerkmale der PBF-LB/M/316L-Variante

der vorherigen Abschnitte, fasst Abbildung 5-30 die Ergebnisse der Nachuntersuchung der Probe zu-

sammen, welche bei 600 °C / 0,4% geprüft wurde. Wie im Abschnitt 5.5.2 bereits erwähnt, war das

Ziel dieser Nachuntersuchung, ein Vergleich des Versagensmechanismus LCF vs. Kriechen bei gleicher

Prüftemperatur, einem ähnlichem Spannungsniveau, aber einer unterschiedlichen Belastungsart

durchzuführen. Dabei wurde angestrebt, dass der Absolutwert der Spannungsamplitude bei mittlerer

Lebensdauer so nah wie möglich an 225 MPa liegt (siehe entsprechende Hysteresekurve in Abbildung

5-14c), dem Wert der Prüfspannung, der bei den chronologisch zuerst nachuntersuchten Kriechproben

aufgebracht wurde (siehe Ergebnisse dazu in 5.8.3). Die angestrebte Spannungsamplitude wurde nicht

exakt getroffen. Der Vergleich wird aber trotzdem als berechtigt angesehen, denn bei kraftgeregelten

Kriechversuchen ist eine gewisse Reduzierung der Spannung mit Verringerung des Querschnitts zu er-

warten. Die untersuchte Probe ist innerhalb des Versuchs zwar versagt, aber nicht gebrochen. Daher

wurde als Erstes ihre Mantelfläche mittels Lichtmikroskopie (Abbildung 5-30b) und die Entwicklung

der Porosität und der Schädigung mittels XCT (Abbildung 5-30a) untersucht. Anschließend wurde sie

zwecks fraktographischer Untersuchung am REM (Abbildung 5-30c und d) mechanisch auseinander-

gezogen.

Abbildung 5-30. Versagensbild der bei 600 °C / 0,4 % geprüften LCF-Probe des HT450-Zustands der

PBF-LB/M/316L-Variante. a) XCT-Ergebnisse, b) lichtmikroskopische Aufnahme der Mantelfläche, c)

und d) REM-Aufnahmen der Bruchfläche des unteren Risses. Die Rissausbreitung ist sowohl inter- als

5 Ergebnisse 
 
78 
 
auch transkristallin. In c) ist die Rissausbreitung nach der gestrichelten Linie insgesamt stärker trans-
kristallin. d) wurde mittig auf der Bruchfläche aufgenommen. GB: (Großwinkel-)Korngrenze, IR: Inter-
kolumnarer Bereich, SC: Querriss/Nebenriss, SB: Gleitband. 
In Abbildung 5-30a wird oben die XCT-Rekonstruktion des Probenvolumens vor der Durchführung des 
LCF-Versuchs und darunter wird die nach dem Versagen gezeigt. Bei beiden Darstellungen sind alle 
einzelnen Hohlräume auf die Bildebene projiziert. Der Volumenanteil der Hohlräume, vor der LCF-Be-
lastung offenbar Gasporen, entspricht dem im Abschnitt 5.1  erwähnten Wert (< 0,01 %). Nach der 
LCF-Belastung wurden insgesamt mehr vereinzelte Hohlräume als vor der Belastung gefunden. Diese 
Hohlräume könnten entweder Rissinitiierungsstellen im Probeninneren oder weiterhin Gasporen dar-
stellen. Risse sind als kontinuierliche, rote Bereiche sichtbar. Am auffälligsten erkennt man zwei große 
Risse innerhalb der Parallellänge der Probe. Diese werden im untersten Teil der Abbildung 5-30a ge-
zeigt. An jedem der Risse ist eine einzelne Rissinitiierungsstelle zu erkennen (siehe blaue Pfeile). Die 
Bruchfläche hat bei dieser kleinen Dehnungsschwingbreite eine wenig ausgeprägte Topografie und 
liegt eher senkrecht zur Lastrichtung. Außer den zwei großen Rissen, wurden keine weiteren Neben-
risse festgestellt. In Übereinstimmung mit den anhand von Abbildung 5-27f dargestellten Ergebnisse 
folgen die Risse auf der Mantelfläche bevorzugt dem Verlauf der Großwinkelkorngrenzen (siehe Abbil-
dung 5-30b). Schließlich konnte anhand XCT bei dieser kleinen Dehnungsschwingbreite kein Zusam-
menhang zwischen der Lage der Poren und der Rissentstehung und -ausbreitung festgestellt werden. 
Die REM-Aufnahmen in Abbildung 5-30c und d ergänzen das Versagensbild. In Abbildung 5-30c ist die 
Rissinitiierungsstelle zu erkennen und Abbildung 5-30d zeigt eine ausgewählte Detail-Aufnahme des 
mittleren Bereichs der Bruchfläche. Die Rissinitiierung findet offenbar als interkristalliner Wabenbruch 
an der Probenoberfläche statt. Die Rissausbreitung ist in Übereinstimmung mit den in Bezug auf Ab-
bildung 5-28 dargestellten Ergebnissen überwiegend transkristallin. Hierbei scheint aber auch zum Teil 
eine interkristalline Rissausbreitung stattzufinden, welche auf der Bruchfläche an der schachbrettarti-
gen Kornmorphologie erkennbar ist (siehe in Abbildung 5-30c Bereich unterhalb der gestrichelten Li-
nie). Nach dieser Phase der Rissausbreitung (in Abbildung 5-30c wird sie anhand einer gestrichelten 
Linie getrennt) ist die schachbrettartige Kornmorphologie weniger erkennbar, was auf eine insgesamt 
stärker transkristalline Rissausbreitung hindeutet. Dennoch erkennt man bei höherer Vergrößerung 
(Abbildung 5-30d), dass es immer noch Bereiche interkristalliner Rissausbreitung gibt. In diesen Berei-
chen erkennt man, genauso wie bei Abbildung 5-29c und f, sehr feine Waben, die auf Duktilität auf der 
Mikroskala und lokale interkristalline Wabenbrüche hindeuten. Diese sehr feinen Waben treten bei die-
ser kleinen Dehnungsschwingbreite insgesamt häufiger als auf der Bruchfläche der bei 600 °C / 1,6 % 
geprüften Probe (siehe Abbildung 5-29) auf. Außerdem sind weitere Bereiche mit den in Abbildung 5-27 
bis Abbildung 5-29 angedeuteten Querrisse (SC) vorhanden. Diese sind hierbei ebenso vorwiegend in 
den interkolumnaren (IR) Regionen zu finden. Schließlich erkennt man auch Streifen, welche feiner in 
Vergleich zu den bei der bei 600 °C / 1,6 % geprüften Probe in dem mittleren Bereich der Bruchfläche 
beobachteten Streifen sind (siehe Abbildung 5-29b). Diese feineren Streifen können mit der Wechsel-
wirkung der Rissfront mit der gerichteten Zellstruktur zusammenhängen, z. B. falls die Rissfront na-
hezu parallel zur Längsachse der gerichteten Zellen verläuft. Andere Möglichkeit ist, dass sie „auffäl-
lige große Streifen“ [231] darstellen, die in diesem Fall -bei sehr kleiner Dehnungsschwingbreite- wegen 
einer langsameren Rissausbreitung feiner sind. 
In den nächsten Abschnitten werden die Versagensmerkmale der LCF-Proben der HR/316L-Variante 
anhand Abbildung 5-31 dargestellt. Allgemein lässt sich feststellen, dass die Bruchflächen, im Gegen-
satz zu dem Versagensbild bei der PBF-LB/M/316L-Variante, bei Raumtemperatur tendenziell eher 
flach sind und eine wenigere ausgeprägte Topografie aufweisen. Sie liegen nahezu senkrecht zur Last-
richtung und  sehen eher verformungsfrei aus. Bei 600 °C und insbesondere bei 400 °C  weisen die 
Bruchflächen eine ausgeprägtere Topografie als bei Raumtemperatur auf (exemplarisch in Abbildung 

5 Ergebnisse

5-31a gezeigt) und das Versagensbild ähnelt insgesamt mehr dem der Proben der PBF-LB/M/316L-

Variante.

Abbildung 5-31. LCF-Versagen der HR/316L-Variante. Lichtmikroskopische Aufnahmen ausgewählter

Proben von Bruchflächen (a) und von Mantelflächen (b und c). d) und e) zeigen repräsentative

REM-Aufnahmen von Rissinitiierungsstellen. f) Längsschliff von bei einer Dehnungsschwingbreite von

1,6 % geprüften Proben bei Raumtemperatur. SC: Nebenriss, SB: Gleitband, TZ: Übergangsbereich, RF:

Restbruch, blaue Pfeile: Rissinitiierungsstellen.

Bei der HR/316L-Variante, wie bei der PBF-LB/M/316L-Variante, fehlen Restbrüche bzw. sie sind in der

Mehrheit der Fälle sehr klein, und es ist bei den Proben, deren Bruchflächen mehr Topografie aufweisen,

mehrfache Rissinitiierung auf den entsprechenden Mantel- und Bruchflächen festzustellen (siehe Ab-

bildung 5-31b und c). Letzteres gilt aber nur für die bei 400 °C und 600 °C geprüften Proben. Bei den bei

Raumtemperatur geprüften Proben der HR/316L-Variante ist die mehrfache Rissinitiierung auf den

Mantelflächen entlang der Prüflänge an Proben festzustellen, welche eher flache verformungsfreie

Bruchflächen und eine einzige Rissinitiierungsstelle haben. Bei Bruchflächen mit mehrfacher Rissiniti-

ierung sind stufenartige Übergangsbereiche (TZs) vorhanden, bei denen sich vermutlich konkurrierend

wachsende Risse treffen (siehe Abbildung 5-31d). Diese Bereiche können hierbei auch, aber müssen

nicht, Restbrüche darstellen.

Die Rissinitiierung fand bei der HR/316L-Variante bei allen Prüftemperaturen an der Probenoberfläche

statt. Bei Raumtemperatur und 400°C ist sie offenbar transkristallin. Außerdem sind bei Raumtem-

peratur und 400 °C, wie bei der PBF-LB/M/316L-Variante, Gleitbänder auf der Mantelfläche zu erah-

nen, aber in diesem Fall kein eindeutiger Zusammenhang mit der Rissentstehung zu erkennen. Bei

400 °C (Abbildung 5-31e) ähnelt die Rissinitiierungsstelle einem transkristallinen Spaltbruch [232]. Bei

600 °C fallen Risse mit oxidierten Bereichen zusammen (Abbildung 5-31c) und die Oxidation an den

Rissinitiierungsstellen erschwert die Auswertung der Rissinitiierungsstelle auf der Bruchfläche (Abbil-

dung 5-31d). Eine interkristalline Rissinitiierung, wie in dem Fall der PBF-LB/M/316L-Variante, kann

aber nicht ausgeschlossen werden (siehe Abbildung 5-30b). Die Rissausbreitung ist bei allen Prüftem-

peraturen transkristallin (siehe exemplarisch Schliffbild in Abbildung 5-31f). Bei 400 °C und 600 °C wur-

den auf den Bruchflächen im Bereich der Rissausbreitung, ähnlich wie bei der der PBF-LB/M/316L-Va-

riante, Querrisse beobachtet (siehe Abbildung 5-31d). Schließlich spielt der Delta-Ferrit bei der Rissini-

tiierung und -ausbreitung offenbar keine Rolle, wie in Abbildung 5-31f zu erkennen ist.

5 Ergebnisse 
 
80 
 
5.8.3 Kriechversagen 
In den folgenden Abschnitten wird die Charakterisierung des Versagensbilds nach Kriechbeanspru-
chung dargestellt, die an bei 600 °C / 225 MPa geprüften Kriechproben des HT450-Zustands der PBF-
LB/M/316L-Variante sowie der HR/316L-Variante erfolgte (siehe Abbildung 5-32 bis Abbildung 5-34). 
Anschließend wird kurz über das Versagensbild von bei anderen Prüfparameter geprüften Proben be-
richtet. Schließlich werden die Charakterisierung des Versagensbilds der auch bei 600 °C / 225 MPa ge-
prüften Probe des HT900-Zustands dargestellt (siehe Abbildung 5-36). 
Abbildung 5-32 zeigt lichtmikroskopische und XCT-Aufnahmen. Abbildung 5-32a zeigt eine LM-Auf-
nahme des Bruchbereichs der untersuchten Kriechprobe in Längsrichtung. Das makroskopische Versa-
gensbild der gezeigten Probe ist repräsentativ für alle geprüften Kriechproben der PBF-LB/M/316L-
Variante, die nahezu keine Brucheinschnürung aufweisen (siehe 𝑍𝑢-Werte in Tabelle F1 im Anhang F). 
Abbildung 5-32b zeigt eine XCT-Rekonstruktion der untersuchten Kriechprobe. Das kürzere und das 
längere Ende wurden separat gescannt und anschließend virtuell zusammengefügt. Es ist eine große 
Anzahl von Hohlräumen (meist blau) vorhanden. Die unregelmäßige Form der Hohlräume entspricht 
auf den ersten Blick der Form der Korn- und Schmelzbadgrenzen und ihre Größe liegt in der Größen-
ordnung der im Abschnitt 5.1.1 angegebenen Korngröße. Diese Art von Hohlräumen wurden im Aus-
gangszustand nicht gefunden, hängen also mit Kriechschädigung zusammen und werden im Folgen-
den als Mikrorisse bezeichnet. Die spätere Analyse mit Lichtmikroskopie (LM) an der geätzten Probe, 
Abbildung 5-34, zeigt, dass sie entlang der Korngrenzen, d. h. interkristallin, entstehen. Die Mikrorisse 
sind in Spalten parallel zur Last- und Aufbaurichtung angeordnet. Sie konzentrieren sich nicht nur auf 
den unmittelbaren Bereich in der Nähe des Bruchs, wo sie tendenziell öfter aufzutreten scheinen, son-
dern sie sind über das gesamte erfasste Messvolumen zu finden. Dies ist besonders bei dem Schliff 
des längeren Reststücks zu beobachten (siehe Abbildung 5-32d und Abbildung 5-34). Im kürzeren Rest-
stück kann man erkennen, dass ihre Anzahl vor dem Ende des parallelen Testvolumens abnimmt, was 
vermutlich auf eine geometrisch bedingte geringere lokale Spannung zurückzuführen ist. In der Nähe 
der Bruchfläche sind miteinander verbundene Mikrorisse zu finden. 
Die mit XCT identifizierten Mikrorisse haben einen Gesamtvolumenanteil von 2,65 % innerhalb des ge-
messenen Bereichs. Dieser Volumenanteil umfasst Mikrorisse und alle anderen Hohlräume, die vorhan-
den sein können, z. B. Gasporen. Der Maßstab auf der linken Seite von Abbildung 5-32b ermöglicht die 
Unterscheidung der Hohlräume nach ihrem Gesamtvolumen. Größere Mikrorisse befinden sich in der 
Nähe der Bruchfläche. Bei diesen größeren Mikrorissen handelt es sich entweder um einzelne Mikro-
risse oder um miteinander verbundene Mikrorisse (meist in grün). Ein repräsentativer Ausschnitt aus 
diesen beiden Arten von Mikrorissen ist in Abbildung 5-32b, unten rechts, dargestellt. Miteinander ver-
bundene Mikrorisse kommen eher selten vor. 
Abbildung 5-32c zeigt eine LM-Übersicht (links) eine sowie eine LM-Detailaufnahme (rechts) der Bruch-
fläche (siehe den schwarzen Pfeil und den entsprechenden schwarzen Kasten). Das in Abbildung 5-1 
dargestellte Schachbrettmuster ist ebenso, wie im Fall ausgewählter Zug- und LCF-belasteten Proben, 
zu erkennen. Die Topografie der Bruchfläche ist nicht komplett flach, wie in Abbildung 5-32a und c zu 
sehen ist. Im Vergleich zu den Bruchflächen nach LCF- und Zugbelastung bei gleicher Prüftemperatur 
(Abbildung 5-27b bzw. Abbildung 5-26a, rechts) ist sie rauer und eher senkrecht zur Lastrichtung. Au-
ßerdem zeigt Abbildung 5-32c schematisch die Schnittebene, die anschließend analysiert wurde (blaue 
Linien und Text), und welche leicht aus der y-Richtung geneigt ist. Das Detailbild (Abbildung 5-32c, 
rechts) verdeutlicht, wie die Schnittebene durch die kolumnaren und die interkolumnaren Bereiche 
schneidet (siehe weißer Text).  

5 Ergebnisse

Abbildung 5-32. Kriechversagen des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante bei

600 °C / 225 MPa. Visualisierung von Mikrorissen durch zerstörende (LM) und zerstörungsfreie (XCT)

Charakterisierungstechniken. In allen Bildern entspricht die z-Koordinate der Aufbau- und Belastungs-

richtung. a) Makroskopische Ansicht des Bruchbereichs, b) XCT-Scan des untersuchten Probekörpers,

c) LM-Bilder der Bruchfläche (der für die untersuchte Schliffebene verwendeter Schnitt ist schematisch

dargestellt), d) LM-Bilder der Schliffebene im ungeätzten Zustand: Übersicht (oben) und Detail (unten),

e) Zweidimensionale XCT-Bilder derselben Schliffebene (virtueller Schnitt): Übersicht (oben) und Detail

(unten). Reproduziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier

(2022).

Abbildung 5-32d zeigt LM-Aufnahmen des metallographischen Schnitts (ungeätzter Zustand). Ein pe-

riodisch auftretendes Streifenmuster ist zu erkennen, welches aus geschädigten und ungeschädigten

Bereichen besteht (siehe blauer Text und Pfeile). In Übereinstimmung mit den Ergebnissen in Abbil-

dung 5-32b sind die Mikrorisse in Spalten angeordnet und nicht nur im unmittelbaren Bruchbereich

konzentriert. Außerdem kann man grob erkennen, dass sie in der Nähe der Bruchfläche tendenziell

größer und häufiger miteinander verbunden sind (siehe vergrößertes Detail im unteren Teil von Abbil-

dung 5-32d). Abbildung 5-32e zeigt einen zweidimensionalen virtuellen Schnitt, der aus dem XCT-Scan

des längeren Rests der Kriechprobe generiert und der so erstellt wurde, dass er den metallografischen

Schliff von Abbildung 5-32d reproduziert. Um das mit LM beobachtete Streifenmuster nachzubilden,

musste der virtuelle Schnitt nicht perfekt parallel zu den Mikrorisssäulen ausgeführt werden. Daraus

lässt sich ableiten, dass das Material innerhalb dieser gestreiften Bereiche frei von Schädigung ist und

dass sich diese Bereiche zwischen den Mikrorissen befinden. Im unteren Teil von Abbildung 5-32d und

Abbildung 5-32e ist der Bruchbereich mit höherer Vergrößerung mit LM bzw. XCT dargestellt. In diesen

zweidimensionalen Darstellungen zeigen die Mikrorisse eine schräge Doppelkeilform. Die Schärfe der

5 Ergebnisse 
 
82 
 
vergrößerten XCT-Aufnahme ist zwar durch die Voxelgröße von (10 µm)³ begrenzt, aber die Ergebnisse 
aus beiden Methoden stimmen sehr gut überein. 
Zur weiteren Analyse des Schädigungsmechanismus der untersuchten Kriechprobe sind in Abbildung 
5-33 repräsentative REM-Aufnahmen der Bruchfläche (mit LM in Abbildung 5-32c dargestellt) zu se-
hen. Abbildung 5-33b ist ein Detailbild eines ausgewählten Bereichs (weißer Kasten) aus Abbildung 
5-33a. Auf  den Bildern ist  deutlich das  Schachbrettmuster sowie  Bereiche mit einer  eher  duktilen 
(schwarze Pfeile) und einer eher spröden (blaue Pfeile) Bruchmorphologie zu erkennen. Die Bereiche 
mit eher duktilem Bruchmorphologie decken sich mit den interkolumnaren Bereichen (siehe Abbildung 
5-32c, weißer Text) ab. Die Bereiche mit einem eher spröden Versagen fallen mit den kolumnaren Be-
reichen zusammen. Das eher duktile Versagen deutet auf einen transkristallinen und das eher sprödes 
Versagen auf einen interkristallinen Wabenbruch hin. Die in den eher spröderen Bruchbereichen sicht-
baren sehr feine Waben können als Duktilität auf der Mikroskala interpretiert werden, wie im Fall der 
in Abbildung 5-29c und f (Pfeil mit gestrichelten Linien) sichtbaren sehr feinen Waben (LCF-Versagen). 
Der Kriechbruch ist insgesamt hauptsächlich interkristallin. 
 
Abbildung  5-33.  Kriechversagen  des  HT450-Zustands  der  PBF-LB/M/316L-Variante  bei 
600 °C / 225 MPa. REM-SE-Aufnahmen, die Details der Bruchfläche zeigen. a) niedrig und b) hoher ver-
größerte Aufnahme. Der Bruch ist interkristallin  mit duktileren Anteilen in den interkolumnaren Regi-
onen (schwarze Pfeile). Reproduziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copy-
right Elsevier (2022). 
Ergänzend zu den in Abbildung 5-32 und Abbildung 5-33 gezeigten Ergebnissen sind in Abbildung 5-34 
LM-Aufnahmen des geätzten Schliffes zu sehen. Abbildung 5-34b bis e weisen nach, dass sich die Mik-
rorisse an Korngrenzen befinden und deshalb das Produkt einer interkristallinen Schädigung (ID, engl. 
Intergranular Damage, schwarze Pfeile) sind. Wie bereits in Bezug auf Abbildung 5-33 beschrieben, 
scheinen sie in Regionen abseits der Bruchfläche seltener zu aufzutreten (Abbildung 5-34b und d). Au-
ßerdem erkennt man deutlich in Abbildung 5-34b bis e, dass die Mikrorisse sich nicht an den Schmelz-
badgrenzen bilden (MPB, engl. Melt Pool Boundary, schwarze Pfeile in Verbindung mit gestrichelten 
schwarzen Linien, die sie teilweise hervorheben). In Abbildung 5-34e sind zwei der Mikrorisse mitei-
nander  verbunden  (siehe  schwarzer  Kreis).  Miteinander  verbundenen  Mikrorisse  sind  eher  selten. 
Schließlich sieht man, dass runde Hohlräume, offenbar Gasporen, keinen unmittelbaren Zusammen-
hang mit der Rissbildung haben, was in [217] anhand XCT-Untersuchungen bei unterbrochenen Versu-
chen weiterhin nachgewiesen wurde. Darüber hinaus wird in [217] darauf hingedeutet, dass die Entste-
hung von Schädigung nicht mit der anfänglichen Porenverteilung zusammenhängt. 

5 Ergebnisse

Abbildung 5-34. Kriechversagen des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante bei

600 °C / 225 MPa. Lichtmikroskopie nach dem Ätzen, gleicher Prüfkörper wie in Abbildung 5-32. Das

Koordinatensystem in a) ist für alle Bilder gleich. a) Übersichtsbild, b) und d) Detailansichten von Berei-

chen abseits der Bruchfläche, c) und e) Detailansichten aus der Nähe der Bruchfläche. Reproduziert aus

Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

In Abbildung 5-34b und Abbildung 5-34c sind auch Regionen mit weniger interkristallinen Kriechschä-

digung (ID) zu erkennen. Diese Regionen sind hauptsächlich die interkolumnaren Bereiche, in denen die

Kornmorphologie in der Aufbaurichtung länglicher ist und die Korngrenzen eher parallel zur Aufbau-

und Lastrichtung liegen. Dennoch gibt es aber auch eher senkrecht zur Lastrichtung liegende Korngren-

zen in den kolumnaren Bereichen, welche ebenfalls keine Kriechschädigung aufweisen. Die interkolum-

naren Bereiche sind in Abbildung 5-32d als Streifen mit geringeren Schäden und in Abbildung 5-34 als

Bereiche mit einer anderen Kornmorphologie sichtbar, wie in Abbildung 5-34b und c durch gestrichelte

Kästchen dargestellt. Ob diese mit gestrichelten Kästchen dargestellten Bereiche, bei denen die Korn-

morphologie länglicher ist, in einem metallographischen Schliff zu sehen sind, hängt von der Lage des

Schliffes ab. Wenn der Schnitt nicht vollkommen parallel zum Schachtbrettmuster verläuft (siehe Ab-

bildung 5-32c) werden sie in regelmäßigen Abständen sichtbar (siehe Abbildung 5-32d).

Die Beobachtungen aus Abbildung 5-32 bis Abbildung 5-34 sind auch für alle anderen Prüfparameter

gültig. Darüber hinaus gibt es Hinweise auf eine Abhängigkeit des Umfangs und Verteilung der Kriech-

schädigung im Probenvolumen von der Prüftemperatur und Prüfspannung. Weiterführende lichtmik-

roskopische Untersuchungen aller geprüften Proben (Ergebnisse nicht gezeigt) sowie die in der Arbeit

von Ulbricht et al. dargestellten Ergebnisse aus ausgewählten XCT-Aufnahmen [217] deuten nämlich

darauf hin, dass eine höhere Prüftemperatur (in diesem Fall 650 °C anstatt 600 °C) und eine geringere

Prüfspannung zu einer vermehrten Bildung und einem höheren Ausmaß der entstandenen Kriechschä-

digung beitragen können. Eine endgültige Aussage ist jedoch nicht möglich, denn (i) das Erscheinungs-

bild der metallografischen Schliffbilder aufgrund der ungleichmäßigen räumlichen Lage der Kriech-

schäden hängt stark von der Position des Schnittes ab, und (ii) nicht alle geprüften Proben wurden

mittels XCT untersucht.

5 Ergebnisse

In Abbildung 5-35 sind die Versagensmerkmale der untersuchten Kriechprobe der HR/316L-Variante

dargestellt. Abbildung 5-35a ist eine XCT-Rekonstruktion der untersuchten Probe. Die in diesem Bild

sichtbare Kontur der Kriechprobe ist repräsentativ für alle geprüften Proben aus der HR/316L-Variante.

Sie alle zeigen eine ausgeprägte Brucheinschnürung, die auf einen duktilen Bruch hindeutet (siehe auch

𝑍𝑢-Werte in Tabelle F1 im Anhang F). Abbildung 5-35b und c sind LM-Aufnahmen eines Schliffes im

Bruchbereich bzw. ca. 10 mm entfernt davon. In Abbildung 35b ist Kriechschädigung in Form von Hohl-

räumen zu erkennen (blaue Pfeile). Abseits des Bruchs, aber noch im Bereich der Einschnürung, (Abbil-

dung 5-35c) ist das Gefüge viel weniger verformt als im Bruchbereich und es ist keine Kriechschädigung

zu erkennen. Die stärkere Verformung im Bereich der Einschnürung ist an dem größeren Seitenverhält-

nis der Körner als in Abbildung 5-35b zu erkennen. In Regionen, die weiter entfernt vom Bruchbereich

sind (nicht gezeigt), sind die Körner weniger verformt als die in Abbildung 5-35c gezeigten Körner und

ähneln der in Abbildung 5-1 gezeigten ursprünglichen Kornmorphologie. Hohlräume sind meist als

blaue Merkmale sichtbar. In Abbildung 5-35b sind nur einige wenige runde bis ovale Hohlräume zu se-

hen. Insgesamt zeigt Abbildung 5-35, dass sich die Kriechverformung am stärksten in der Nähe der

Bruchfläche im Bereich der Einschnürung konzentriert. Die XCT-Rekonstruktion (Abbildung 5-35a) zeigt

außerdem, dass die Hohlraumpopulation spärlich, im Bruchbereich lokalisiert und tendenziell eher im

mittleren Bereich des Prüfkörpers angesammelt ist. Der endgültige Bruch ist transkristalliner Natur

und deutet auf einen zähen Zug-Gewaltbruch mit Schublippen hin, der dem Bruch bei Zugbeanspru-

chung ähnelt (siehe Abbildung 5-26b).

Abbildung 5-35. Kriechversagen der HR/316L-Variante. Prüfparameter 600 °C / 225 MPa. Die z-Koordi-

nate entspricht der Walz- und Belastungsrichtung. a) XCT-Rekonstruktion der untersuchten Kriech-

probe. b), c) Repräsentative Detailansichten von Bereichen der Bruchregion (b) und davon entfernt (c).

Reproduziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

Zurück zur PBF-LB/M/316L-Variante, ähnlich wie bei dem HT450-Zustand wurde eine Kriechprobe des

HT900-Zustands (Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h nach der Wärmebehandlung bei 450 °C / 1 h) an-

hand zerstörungsfreier und zerstörender Methoden untersucht, Abbildung 5-36. Es wurde festgestellt,

dass das Versagensbild der Probe des HT900-Zustands sehr ähnlich wie bei der Probe des HT450-Zu-

stands ist. Die prägnantesten Unterschiede sind eine sichtbar höhere Zeitbrucheinschnürung, 𝑍𝑢, und

5 Ergebnisse

ein kleinerer Volumenanteil der entstandenen Hohlräume. Im Folgenden werden sowohl diese Unter-

schiede als auch die Gemeinsamkeiten näher beschrieben.

Abbildung 5-36a zeigt eine XCT-Rekonstruktion der untersuchten Kriechprobe des HT900-Zustands.

In diesem Fall wurde ausschließlich das längere Ende der versagten Probe gescannt und dieses wurde

vor der XCT-Untersuchung zwecks metallographischer Präparation sowohl in Quer- als auch in Längs-

richtung getrennt. Das auf der linken Seite der Abbildung dargestellte Stück enthält den Gewindebe-

reich und das andere Stück die Bruchfläche. Abbildung 5-36b zeigt LM-Aufnahmen des ungeätzten

metallographischen Schnitts von dem Stück mit der Bruchfläche. Abbildung 5-36c bis f zeigen LM-Auf-

nahmen desselben Schliffes nach dem Ätzen jeweils aus Bereichen abseits (c und e) und in der Nähe (d

und f) der Bruchfläche.

Abbildung 5-36. Kriechversagen des HT900-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante. Prüfparameter

600 °C / 225 MPa. Das Koordinatensystem in a) ist für alle Bilder der Abbildung gültig. a) XCT-Rekon-

struktion zwei getrennter Stücke der gebrochenen Probe, b) Aufnahme vor dem Ätzen, c) bis f) Licht-

mikroskopische Aufnahmen in niedrigerer (c, d) und höherer (e, f) Vergrößerung. d), f) Bereiche nah der

Bruchfläche. c), e) Bereiche ca. 20 mm davon entfernt.

5 Ergebnisse 
 
86 
 
Im Vergleich zur Probe des HT450-Zustands und in Übereinstimmung mit den in Tabelle F3 im Anhang 
F und im Abschnitt 5.6.3 dargestellten Ergebnisse ist die Zeitbrucheinschnürung, 𝑍𝑢, sowohl im Schliff-
bild in Abbildung 5-36b als auch in der XCT-Rekonstruktion in Abbildung 5-36a deutlicher ausgeprägt. 
Ähnlich wie bei der  Probe des HT450-Zustands ist  insgesamt eine  große Anzahl von  Hohlräumen 
(meist blau in Abbildung 5-36a) vorhanden, die in Spalten parallel zur Last- und Aufbaurichtung ange-
ordnet sind und sich nicht nur auf den unmittelbaren Bereich in der Nähe des Bruchs konzentrieren, 
sondern über das gesamte erfasste Messvolumen zu finden sind. Die Hohlräume (Mikrorisse) entste-
hen durch interkristalline Kriechschädigung (ID, siehe Abbildung 5-36c bis f). Miteinander verbundene 
Mikrorisse sind bei dieser Kriechprobe auch vorhanden und sowohl in der XCT-Rekonstruktion (Abbil-
dung 5-36a) in grün und rot als auch in den Schliffbildern (Abbildung 5-36b bis f) zu erkennen. Mikro-
risse sind in der Nähe der Bruchfläche (Abbildung 5-36d und f) tendenziell größer und häufiger mitei-
nander verbunden als abseits davon (Abbildung 5-36c und e). Die in Abbildung 5-36a wenigen sichtba-
ren verbleibenden Poren im Gewindebereich sind alle sphärisch und stammen daher höchstwahrschein-
lich aus dem ursprünglichen Baujob (Gasporen). Die Mikrorisse befinden sich, wie auch bei der Probe 
des HT450-Zustands, hauptsächlich innerhalb des parallelen Bereichs des Testvolumens, was vor allem 
in der XCT-Rekonstruktion auf der linken Seite der Abbildung 5-36a zu erkennen und auf eine geomet-
risch bedingte höhere herrschende Spannung zurückzuführen ist. Der Volumenanteil der Hohlräume 
des Stücks mit der Bruchfläche beträgt 0,75 % (Stück auf der rechten Seite der Abbildung 5-36a). Der 
Volumenanteil im Bereich der parallelen Länge des Stücks mit dem Gewindeteil (Stück auf der linken 
Seite der Abbildung 5-36a) beträgt 0,07 %. Dieser Volumenanteil umfasst Mikrorisse und alle anderen 
Hohlräume, die vorhanden sein können, z. B. Gasporen. Insgesamt ist der Volumenanteil um etwa 
2,0 %-Volumenanteil kleiner im Vergleich zur Probe des HT450-Zustands. 
Bei dem Schliffbild in Abbildung 5-36b ist, wie auch in Abbildung 5-32, ein periodisch auftretendes 
Streifenmuster zu erkennen, welches aus geschädigten und ungeschädigten Bereichen besteht (siehe 
Text und Pfeile in blau), und auf eine schräg zur Richtung der Scanvektoren bzw. zum Schachtbrett-
muster liegende Schnittebene zurückzuführen ist. Das Vorhandensein dieses Musters deutet darauf 
hin, dass die Mikrorisse, wie auch bei dem HT450-Zustand der Fall ist, vorwiegend in den kolumnaren 
Bereichen vorhanden sind, was die ungeätzten Schliffbilder in Abbildung 5-36c bis f bestätigen. Darüber 
hinaus ist in Abbildung 5-36c bis f zu erkennen, dass sich Mikrorisse wie bei der Probe des HT450-
Zustands (siehe Abbildung 5-34) auch ausschließlich an Korngrenzen (GB), und nicht an Schmelzbad-
grenzen (MPBs) oder an Poren bilden. Die MPBs sind hier wie auch im Zustand vor der Kriechbelastung 
(siehe Abschnitt 5.1.3) zwar erkennbar aber wenig sichtbar (siehe Pfeile in Abbildung 5-36e und f). 
Schließlich sieht die Bruchfläche sowohl makroskopisch (LM) als auch mikroskopisch (REM) ähnlich wie 
die in Abbildung 5-32c und Abbildung 5-33 gezeigten Bruchflächen aus (Ergebnisse nicht gezeigt). 
5.9 Entwicklung der Mikrostruktur unter Belastung 
In diesem Abschnitt werden Ergebnisse aus metallographischen Untersuchungen in Bezug auf die Ent-
wicklung der im Abschnitt 5.1 dargestellten mikrostrukturellen Merkmale an dem HT450-Zustand der 
PBF-LB/M/316L-Variante und der HR/316L-Variante (Abschnitt 5.9.1) sowie an dem HT900-Zustand 
der PBF-LB/M/316L-Variante (Abschnitt 5.9.2) dargestellt. Die Untersuchungen wurden im Post-Mor-
tem  Zustand  nach  Kriechbelastung  bei  600 °C / 225 MPa  und  LCF-Belastung  bei  RT / 1,6 %  und 
600 °C / 1,6 % sowie im Zustand nach Kriechbelastung bei 600 °C / 225 MPa nach Unterbrechung beim 
Erreichen der minimalen Kriechrate durchgeführt. 
5.9.1 PBF-LB/M/316L/HT450-Werkstoffzustand und HR/316L-Werkstoffvariante 
5.9.1.1 Post-Mortem Untersuchungen 
Abbildung 5-37 (vgl. Abbildung 5-3) stellt die Entwicklung der Textur anhand von Polfiguren (Abbildung 
5-37a bis d), der Missorientierungsverteilung (Abbildung 5-37e) und der Korngrößenverteilung (Abbil-
dung 5-37f) aus EBSD-Untersuchungen nach Kriech- und LCF-Belastung dar. 

5 Ergebnisse

Abbildung 5-37. Entwicklung ausgewählter mikrostrukturellen Merkmale des HT450-Zustands der

PBF-LB/M/316L-Variante und der HR/316L-Variante nach Kriech- und LCF-Belastung. a) bis d) Polfigu-

ren zur Darstellung der Textur (REM-EBSD), e) und f) Korngrößen- und Missorientierungsverteilungen

(REM-EBSD).

Die Entwicklung der Textur nach Kriechbelastung (HT450, HR/316L) bei 600 °C / 225 MPa wird in Ab-

bildung 5-37a und b dargestellt. Auf der linken Seite von Abbildung 5-37a sind die Polfiguren des Ge-

windebereichs zu sehen, der unverformt ist und nahezu ausschließlich thermisch belastet wurde. Das

mittlere Bild in Abbildung 5-37a und das linke Bild in Abbildung 5-37b zeigen die Polfiguren des ver-

formten Bereichs (ca. 20 mm von der Bruchstelle entfernt). Die Bilder jeweils auf der rechten Seite von

Abbildung 5-37a und b wurden in unmittelbarer Umgebung der Bruchkante aufgenommen. Generell

lässt es sich für den HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante feststellen, dass es sowohl im Ge-

windebereich als auch in den verformten Bereichen keine wesentliche Änderung der Hauptmerkmale

der Textur in Bezug auf den unverformten Ausgangszustand gibt (vgl. Abbildung 5-3c). Die charakte-

ristische {110}-Texturkomponente in der Aufbaurichtung (z-Achse) sowie die {100}-Texturkomponen-

ten in den Richtungen der Scanvektoren (x- und y-Achsen) sind weiterhin vorhanden. Ausschließlich

0 10 20 30 40 50 60

0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

0.30

0.35

PBF-LB HT450 HR

Undeformed Undeformed

After creep - threaded region After creep

After creep

After LCF/RT - threaded region

After LCF/RT

After LCF/600°C

Relative frequency

Misorientation (°)

Cum. f (±0.03)

MO<15°

0.517

0.544

0.605

0.537

0.532

0.608

0.033

0.433

50 100 150 200 250

0.00

0.10

0.20

0.30

0.40

0.50

0.60

0.70

PBF-LB HT450 HR

Undeformed Undeformed

After creep - threaded region After creep

After creep

After LCF at RT - threaded region

After LCF at RT

After LCF at 600°C

Relative frequency

Grain size (µm)

Mean Grain Size

(MO > 15°):

27.9 ± 9.1

21.3 ± 11.4 (deformed region)

73.7 ± 33.1

70.2 ± 31.1 (thread)

69.0 ± 28.7 (deformed region)

68.3 ± 26.4 (thread)

69.7 ± 27.8 (deformed region)

70.3 ± 29.9 (deformed region)

5 Ergebnisse 
 
88 
 
bei der Bruchkante ist eine leichte Abnahme der Intensität dieser beiden Texturkomponenten festzu-
stellen. Im Gegensatz dazu ist bei der HR/316L-Variante eine Entwicklung der Textur in Richtung einer 
{001} und {111}-Fasertextur sichtbar, was ein bekanntes Verhalten unter Zugbelastung für kfz-Systeme 
ist und durch Gleitverformung dominiert wird [32, 155]. Dabei sind insgesamt sowohl im verformten 
Bereich als auch an der Bruchkante alle im Abschnitt 5.1.2 beschriebenen Texturkomponenten stärker 
ausgeprägt als im Ausgangszustand und es haben sich bei den nicht senkrecht zur Aufbaurichtung 
liegenden {001} und {111}-Texturkomponenten ringförmige Texturkomponenten konsolidiert, was be-
reits in der Literatur für diese Werkstoffklasse unter Zugbelastung berichtet wurde, siehe z. B. [233]. 
Nach LCF-Belastung wird die Entwicklung der Textur der PBF-LB/M/316L-Variante in Abbildung 5-37c 
bei RT / 1,6 % und in Abbildung 5-37d bei 600 °C / 1,6 % gezeigt. Im linken Teil der Abbildung 5-37c (RT) 
ist die Polfigur im Einspannbereich (außerhalb der eingespannten Stelle) dargestellt. Dieser Bereich ist 
deutlich weniger verformt als der Prüfbereich. Im rechten Teil der Abbildung 5-37c (RT) sowie in Abbil-
dung 5-37d (600 °C) werden die Polfiguren im verformten Bereich (ca. 4 mm von der Bruchstelle ent-
fernt) gezeigt. Hierbei lässt sich feststellen, dass nach LCF-Belastung sowohl im Einspannbereich als 
auch im verformten Bereich keine wesentliche Änderung der Hauptmerkmale der Textur in Bezug auf 
den unverformten Ausgangszustand gibt. 
In Abbildung 5-37e werden die Missorientierungsverteilungen nach mechanischer Belastung zusam-
men mit den bereits in Abbildung 5-3a gezeigten Daten des Zustands davor dargestellt. Bei der PBF-
LB/M/316L-Variante gibt es insgesamt weder nach Kriech- noch nach LCF-Belastung eine signifikante 
Änderung der Missorientierungsverteilung. Das gilt sowohl für den Gewindebereich nach Kriechbelas-
tung als auch für den Einspannbereich nach LCF-Belastung. Das Maximum mit etwa 30 % Häufigkeit 
liegt nach wie vor in der Klasse 2° bis 3° und weiterhin befindet sich ein zweites lokales Maximum mit 
etwa 1,5 % Häufigkeit um die 45° MO (schwarzer Pfeil). Bei der HR/316L-Variante gibt es im Gegensatz 
zu der PBF-LB/M/316L-Variante nach Kriechbelastung eine ausgeprägte Änderung der Missorientie-
rungsverteilung: Der Anteil an MOs < 15° ist größer geworden mit einem entsprechend kleineren Anteil 
an MOs > 15°. Das neue Maximum mit etwa 30 % relativer Häufigkeit liegt in der Klasse 2° bis 3° (an-
statt 59° bis 60°) und stimmt mit der PBF-LB/M/316L-Variante überein. Der zu den Zwillingsgrenzen 
gehörende Peak in der Klasse 59° bis 60° ist nun der zweithöchste Peak und hat etwa 13 % relative 
Häufigkeit. Der vermutlich zu den hochwinkligen Korngrenzen gehörende Peak zwischen 38° und 40° 
ist nicht mehr zu sehen. In Bezug auf die kumulierte Häufigkeit bedeutet diese Änderung der Missori-
entierungsverteilung bei der HR/316L-Variante einen Anstieg des Anteils an MO < 15° sowie eine Ab-
nahme des Anteils an MO > 15° um 40 %. 
In Abbildung 5-37f werden die Korngrößenverteilungen dargestellt. Die Korngrößenverteilungen der 
Zustände vor mechanischer Belastung werden als Referenz gezeigt. Bei der PBF-LB/M/316L-Variante 
gibt es nach den verschiedenen mechanischen Beanspruchungen entfernt von der Bruchkante sowohl 
bei der Verteilung als auch bei dem Mittelwert der Korngröße keine signifikante Änderung. Bei der 
HR/316L-Variante gibt es eine Änderung sowohl hinsichtlich der Verteilung als auch des Mittelwerts 
der Korngröße. Eine Abnahme der relativen Häufigkeit an Körnern mit Korngrößen größer 25 µm mit 
einem entsprechenden Anstieg an Körnern mit Korngröße kleiner 10 µm ist festzustellen. Die mittlere 
Korngröße ist dementsprechend kleiner und beträgt nun 21,3 µm, was einer Korngrößenzahl G von 8,0 
nach ISO 643 [222] entspricht und einen Anstieg von 1,0 in Bezug auf den Zustand vor Kriechbelastung 
(G = 7,0) darstellt. Unter Berücksichtigung der Streuung (siehe Abbildung 5-37f) ist diese Änderung des 
Mittelwerts dennoch eher wenig signifikant. 
Die Entwicklung der Mikrostruktur wurde über die in Abbildung 5-37 dargestellten Ergebnisse hinaus 
bezüglich Ausscheidungen analysiert. Dabei wurden sowohl der Gewindebereich als auch der Bereich 
nahe der Bruchkante untersucht. 

5 Ergebnisse 
 
89 
 
In Abbildung 5-38 wird repräsentativ das Ergebnis der Untersuchung der Umgebung einer Mikroriss-
spitze  der  untersuchten  Kriechprobe  der  PBF-LB/M/316L-Variante  gezeigt.  Dabei  zeigt  Abbildung 
5-38a die Lage der untersuchten Stelle innerhalb des Schliffes im Überblick und im Detail (siehe blaue 
Kästen und Pfeile) und Abbildung 5-38b zeigt die Elementkarten für vier ausgewählte Elemente. An-
hand der Elementkarten ist eine Verarmung an Cr und Mo vor der Rissspitze (schwarze Bereiche) sowie 
die Bildung von Cr- und Mo-reichen Ausscheidungen im Submikrometerbereich (weiße Pfeile) an den 
Korngrenzen (HAGBs) zu erkennen. Die Ausscheidungen sind außerdem an Fe- und Ni-Gehalt verarmt 
(schwarze Bereiche in den entsprechenden Elementkarten). Im verformten Bereich (entfernt von der 
Bruchkante) und im Gewindebereich wurden sie ebenfalls nachgewiesen (Ergebnisse nicht gezeigt). 
Nach LCF-Belastung wurden die Verarmung an Cr und Mo und die Cr- und Mo-reichen Ausscheidungen 
nur bei der 600 °C / 1,6 % Probe nachgewiesen (Ergebnisse nicht gezeigt). Diese Ausscheidungen konn-
ten anhand REM-EBSD-Messungen aufgrund ihrer geringen Größe nicht genau identifiziert werden. 
Auf der Grundlage eines Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Diagramms (ZTU) vom konventionellen 316L 
[23], der Ergebnisse von Sasikala et al. [48] sowie der Ergebnissen der konventionellen Werkstoffvari-
ante (siehe nächsten Absatz) könnte es sich bei diesen Ausscheidungen um Karbide vom Typ M23C6 
handeln. Schließlich wurden den in Abbildung 5-3e gezeigten kleinsten beobachteten Hohlräumen ähn-
liche Hohlräume an den Korngrenzen nach der Kriechbelastung beobachtet. Im rechten Bild von Abbil-
dung 5-38a ist repräsentativ ein solcher Hohlraum zu erkennen. Generell kann man nicht ausschließen, 
dass die Ausscheidungen sich zum Teil mit den kleinsten Hohlräumen/Ausscheidungen von Abbildung 
5-3e abdecken. 
Bei der HR/316L-Variante wurden ebenfalls Ausscheidungen festgestellt. Diese Untersuchung erfolgte 
aber ausschließlich nach Kriechbelastung. Es wurden EBSD-Messungen (im verformten Bereich inkl. 
nahe der Bruchkante) und REM-EDX-Messungen (zzgl. Auch im Gewindebereich) durchgeführt. Die 
Ausscheidungen sind im Allgemeinen größer als bei der PBF-LB/M/316L-Variante und treten offenbar 
weniger häufig und nicht nur vermehrt entlang der Korngrenzen, sondern auch innerhalb der Körner 
auf. Mittels EBSD konnten sie als Karbide vom Typ M23C6 und Sigma-Phase indiziert werden. Sigma-
Phase wurde allerdings nur im Bereich der Bruchkante festgestellt. Die EBSD-Ergebnisse zeigen außer-
dem, dass diese Phasen sich an Stellen finden, wo auch Delta-Ferrit vorhanden ist, was darauf hindeu-
tet, dass sie ein aus dem Delta-Ferrit umgewandeltes Produkt nach dem Kriechversuch sein könnten, 
was bereits in der Literatur berichtet wurde [48]. Abgesehen von diesen Ausscheidungen wurden an 
den Korngrenzen und im Gegensatz zur PBF-LB/M/316L-Variante weder Ausscheidungen im Submik-
rometerbereich noch Hohlräume festgestellt. Lediglich in einzelnen Messungen wurde eine Anreiche-
rung von Mo an den Korngrenzen nachgewiesen (Ergebnisse nicht gezeigt). 
  

5 Ergebnisse

Abbildung 5-38. EDX-Analyse im Bruchbereich einer gebrochenen Kriechprobe des HT450-Zustands der

PBF-LB/M/316L-Variante. Prüfparameter 600 °C / 225 MPa (gleiche Probe wie in Abbildung 5-32, Ab-

bildung 5-33 und Abbildung 5-34 gezeigt). a) REM-RE-Bilder, die die Lage der analysierten Rissspitze

innerhalb des untersuchten Bereichs zeigen, b) Elementkarten für vier ausgewählte Elemente. Die Kar-

ten wurden von der Stelle erstellt, die im rechten Bild von Abbildung 12a mit einem schwarzen Kasten

dargestellt ist. Reproduziert und modifiziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0,

Über die in Bezug auf Abbildung 5-37 und Abbildung 5-38 dargestellten Ergebnisse hinaus zeigen wei-

tere post-mortem Untersuchungen, dass die Mikrosegregationen der gerichteten zellulären Struktur

nach den Kriechversuchen vorhanden sind, siehe Abbildung 5-39. Diese sind weiterhin als Protrusionen

über der gesamten Oberfläche der gebrochenen Kriechprobe zu sehen und sind nicht unbedingt ein Be-

weis für das Vorhandensein der Versetzungssubstruktur (Abbildung 5-2).

Abbildung 5-39. REM-SE-Bild im geätzten Zustand eines Bereichs in der Nähe eines Mikrorisses des

HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante. Kriechprobe, Prüfparameter 600 °C / 225 MPa. Die ge-

richtete Zellstruktur ist zu sehen. Teilweise gerissene Korngrenzen (GB) und Schmelzbadgrenzen

(MPB) sind ebenfalls sichtbar. Reproduziert und modifiziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert

nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

5.9.1.2 Untersuchungen aus unterbrochenen Kriechversuchen

Abbildung 5-40 stellt ausgewählte BF-STEM-Aufnahmen der Mikrostruktur des HT450-Zustands der

PBF-LB/M/316L-Variante (Abbildung 5-40a bis c) und der HR/316L-Variante (Abbildung 5-40d bis f)

5 Ergebnisse

nach Unterbrechung des Kriechversuchs (600 °C / 225 MPa) bei minimaler Kriechrate dar. Die entspre-

chenden Versuchsdauer bis zum Zeitpunkt der Unterbrechung waren 28,6 h (HT450) und 1340 h

(HR/316L).

Abbildung 5-40a und b wurden mit ZA [001] aufgenommen und die Bildebene liegt senkrecht zur

Längsachse der gerichteten Zellen. Dadurch eignen sie die Bilder zum Vergleich mit Abbildung 5-2b und

c. Abbildung 5-40c weist eine [011] ZA auf und die Bildebene liegt parallel zur Längsachse der Verset-

zungszellen, was den Vergleich mit Abbildung 5-6a ermöglicht.

Abbildung 5-40. Ausgewählte BF-STEM-Aufnahmen der Mikrostruktur nach Unterbrechung des

Kriechversuchs bei 600 °C / 225 MPa beim Erreichen der minimalen Kriechrate. a), b), c) HT450-Zu-

stand der PBF-LB/M/316L-Variante, d), e), f) HR/316L-Variante. SGB: Subkorngrenzen, schwarze

Pfeile ohne Text: Partikel (HT450) bzw. Zellbildung (HR/316L), grüne Pfeile ohne Text: Bereiche der

Zellwände (CW) mit höherer Versetzungsdichte.

Der markanteste Unterschied im Vergleich zum unverformten Ausgangszustand (Abbildung 5-2b und c

und Abbildung 5-6a) ist die geringere Versetzungsdichte an den Zellwänden. Außerdem sind die Ver-

setzungen an den Zellwänden nicht gleichmäßig verteilt. Es sind lokal Bereiche zu beobachten, die eine

höhere Versetzungsdichte aufweisen. Diese Bereiche sind durch einen stärkeren Kontrast zu erkennen

und hauptsächlich aber nicht nur an Tripelpunkten zu finden (siehe grüne Pfeile). Bei Abbildung 5-40c

(mit ZA [011]) ist zudem zu erkennen, dass diese lokale Änderung der Versetzungsdichte nicht nur quer

zur Längsachse der Zellstrukturen auftritt, sondern sich auch in Längsrichtung der gerichteten Zellen

ausbreitet. Diese lokal geringere Versetzungsdichte an den Zellwänden wurde nachträglich auch im

5 Ergebnisse 
 
92 
 
Zustand vor der mechanischen Belastung beobachtet; dort aber viel weniger ausgeprägt (siehe Abbil-
dung 5-6a). Ein weiterer Unterschied besteht darin, dass im Zellinneren die Versetzungsdichte quali-
tativ kleiner erscheint, insgesamt weniger Versetzungsknäulen zu sehen sind und die Versetzungen 
längere Wege zurücklegen, was daran erkennbar ist, dass die Versetzungslinien in Abbildung 5-40c 
klarer definiert und länger als in Abbildung 5-6c sind. Die Abnahme der Versetzungsdichte an den Zell-
wänden und die Auflösung der Versetzungsknäulen bewirken, qualitativ betrachtet, eine insgesamt 
niedrigere Versetzungsdichte, was an dem starkem Kontrast und heller erscheinendem Zellinneren in 
Abbildung 5-40a zu erkennen ist. 
Die weiteren charakteristischen Merkmale der Mikrostruktur auf dieser Skala sind offenbar unverän-
dert. Der Mittelwert der Zellgröße hat im Vergleich zum Ausgangszustand (Abbildung 5-2) leicht zu-
genommen: 701 ± 518 nm vs. 662 ± 370 nm. Die Streuung ist aber groß und er bleibt weiterhin unter 
1 µm, daher wird die Änderung  als nicht signifikativ bewertet. Insgesamt wurden bei der Auswertung 
33 Zellen berücksichtigt (Zellen des mittleren Subkorns in Abbildung 5-40a). Die Subkorngrenzen sind 
weiterhin als schmale und klar definierte Grenzen zwischen Regionen unterschiedlicher Helligkeiten 
(unterschiedliche Subkörner) zu erkennen. Die Zellwanddicke liegt weiterhin unter 100 nm. Die lokalen 
Mikrosegregationen  von  Cr  und  Mo  an  den  Zellwänden  sowie  die  ausgeschiedenen  Nanopartikeln 
(Si- und Mn- Oxide), welche sowohl im Zellinneren als auch an den Zellwänden zu finden sind, sind 
weiterhin vorhanden. Die lokalen Mikrosegregationen an den Zellwänden sind in diesem Fall aufgrund 
der lokal niedrigere Versetzungsdichte besser sichtbar als in Abbildung 5-2c und Abbildung 5-6c. 
Abbildung 5-40d bis f zeigen repräsentative Aufnahmen der HR/316L-Variante nach Kriechbelastung. 
Abbildung 5-40d und e haben ZA = [011] und sind dadurch mit Abbildung 5-40a und b vergleichbar. Ab-
bildung 5-40f hat ZA = [112] und ist dadurch mit Abbildung 5-2e und f vergleichbar. 
Bei der HR/316L-Variante ist die Versetzungsdichte nach Kriechbeanspruchung insgesamt deutlich hö-
her als im Ausgangszustand, Abbildung 5-2e und f. Im Vergleich zu der derjenigen PBF-LB/M/316L-
Variante vor und nach der Kriechbeanspruchung (Abbildung 5-2b und c und Abbildung 5-40a bis c) ist 
sie insgesamt qualitativ betrachtet ähnlich. Die Versetzungen sind aber homogener verteilt. Dennoch 
scheinen die Versetzungen (i) dazu zu neigen, sich in Zellen anzuordnen, und (ii) eine gewisse Zeiligkeit 
mit Bereichen mit weniger Versetzungen zu bilden (siehe schwarze Pfeile in Abbildung 5-40d und e). 
Außerdem befinden sich die Versetzungen nicht mehr auf Reihen entlang einiger wenigen Gleitebenen 
lokalisiert und Partialversetzungen sind nicht mehr so deutlich sichtbar wie in Abbildung 5-2e und f. 
Schließlich konnten die in Abbildung 5-38 dargestellten Cr- und Mo-reichen Ausscheidungen in dem 
unterbrochenen Zustand bei der PBF-LB/M/316L-Variante weder im Gewindebereich noch im verform-
ten Bereich schlüssig nachgewiesen werden (Ergebnisse nicht gezeigt). Kleinste Hohlräume (Abbildung 
5-3e) konnten in dem unterbrochenen Zustand auch nicht festgestellt werden. Generell kann man aber 
nicht ausschließen, wie bereits im vorigen Abschnitt erwähnt, dass die in Abbildung 5-38 gezeigten 
Ausscheidungen sich zum Teil mit den kleinsten Hohlräumen/Ausscheidungen von Abbildung 5-3e ab-
decken. Bei der HR/316L-Variante konnten mittels EBSD ähnlich wie im gebrochenen Zustand nach 
Kriechbeanspruchung sowohl  im  Gewindebereich  als  auch im  verformten  Bereich Karbide vom Typ 
M23C6 an Stellen indiziert werden, wo auch Delta-Ferrit vorhanden ist. Sigma-Phase wurde nicht fest-
gestellt. 
5.9.2 PBF-LB/M/316L/HT900-Werkstoffzustand 
5.9.2.1 Post-Mortem Untersuchungen 
Die Entwicklung  der Textur anhand  von Polfiguren  (Abbildung 5-41a),  der Korngrößen- (Abbildung 
5-41b)  und  der  Missorientierungsverteilung  (Abbildung  5-41c)  nach  Kriechbelastung  bei 
600 °C / 225 MPa für den HT900-Zustand wird in Abbildung 5-41 zusammengefasst dargestellt. 

5 Ergebnisse

Abbildung 5-41. Entwicklung ausgewählter mikrostruktureller Merkmale des HT900-Zustands nach

Kriechbelastung. a) Polfiguren zur Darstellung der Textur (REM-EBSD), b) Missorientierungs- und

c) Korngrößenverteilungen (REM-EBSD).

In Abbildung 5-41a (links) ist die Textur im Gewindebereich, in der Mitte im verformten Bereich

(ca. 20 mm von der Bruchkante entfernt) und auf der rechten Seite im Bereich der Bruchkante darge-

stellt. Im Gewindebereich lässt sich keine wesentliche Änderung der Hauptmerkmale der Textur in Be-

zug auf den Zustand vor der Kriechbelastung feststellen (siehe Abbildung 5-4c). Weiterhin sind die

charakteristische {110}-Texturkomponente in der Aufbaurichtung (z-Achse) sowie die {100}-Textur-

komponente in den Richtungen der Scanvektoren (x- und y-Achsen) vorhanden. Im Gegensatz dazu ist

sowohl im verformten Bereich als auch im Bereich der Bruchkante eine Abnahme der Intensität der

{110}-Texturkomponente in der Aufbaurichtung (z-Achse) zu erkennen. Nahe der Bruchkante ist sie so-

gar fast komplett verschwunden. Die {100}-Texturkomponente in den Richtungen der Scanvektoren (x-

und y-Achsen) bleibt im verformten Bereich nahezu unverändert und nimmt nahe der Bruchkante etwa

einen Intensitätspunkt ab.

In Abbildung 5-41b werden die Missorientierungsverteilungen und in Abbildung 5-41c die Korngrößen-

verteilungen dargestellt. Zum Vergleich sind die bereits in Abbildung 5-4d und e gezeigten Daten des

Zustands vor mechanischer Belastung gezeigt (in orange). Bei sowohl dem Erscheinungsbild der Miss-

orientierungsverteilung (Abbildung 5-41b) als auch der Verteilung und dem Mittelwert der Korngröße

(Abbildung 5-41c) gibt es insgesamt keine signifikante Änderung. Bei der Missorientierungsverteilung

liegt das Maximum nach wie vor in der Klasse 2° bis 3° und ein zweites lokales Maximum mit etwa

1,5 % Häufigkeit befindet sich um die 45° MO (schwarzer Pfeil). Weiterhin liegen etwa 50 % der Miss-

orientierungswinkel unter 15°.

Über die Ergebnisse in Abbildung 5-41 hinaus und wie in dem Fall der Probe des HT450-Zustands wur-

den in allen untersuchten Bereichen (Gewindebereich, verformter Bereich, Bruchkante) Cr- und Mo-rei-

chen Ausscheidungen im Submikrometerbereich nachgewiesen (Ergebnisse nicht gezeigt).

0 10 20 30 40 50 60

0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

0.30

0.35

Relative frequency

Misorientation (°)

PBF-LB HT900

Undeformed

After creep - threaded region

After creep

Cum. f (±0.03)

MO<15°

0.511

0.556

0.667

50 100 150 200 250

0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

0.30

0.35

PBF-LB HT900

Undeformed

After creep - threaded region

After creep

Relative frequency

Grain size (µm)

Mean Grain Size

(MO > 15°):

74.3 ± 32.8

67.3 ± 29.1 (thread)

67.9 ± 27.1 (deformed region)

5 Ergebnisse

5.9.2.2 Untersuchungen aus unterbrochenen Versuchen

Abbildung 5-42 stellt ausgewählte BF-STEM-Aufnahmen der Mikrostruktur nach Unterbrechung des

Kriechversuchs bei der minimalen Kriechrate dar. Die Versuchsdauer war 23,3 h. Alle Abbildungen ha-

ben ZA = [011] und die Bildebene liegt diagonal zur Längsachse der ursprünglichen gerichteten Zellen,

was den Vergleich mit Abbildung 5-6c ermöglicht.

In diesem Fall ist kein sehr ausgeprägter Unterschied im Vergleich zum Zustand vor der mechanischen

Beanspruchung (Abbildung 5-6b und c) zu erkennen. Die Zellwände (CW), wenn erkennbar (siehe

schwarze Pfeile), sind weiterhin im Vergleich zum HT450-Zustand (Abbildung 5-2b und c, und Abbil-

dung 5-6a) insgesamt weniger ausgeprägt schmaler weniger diffus und weniger kontinuierlich und be-

stehen offenbar nicht mehr aus Versetzungsknäulen, sondern aus eher irregulären Versetzungsnetz-

werken. Die Subkorngrenzen (SGBs) sind weiterhin als eher schmal und klar definierte Grenzen und

einzelne Subkörner durch Helligkeitsunterschiede zu erkennen. In Abbildung 5-42c sind sie (SGB) als

reguläre Anordnungen Versetzungen gleicher Art zu erkennen. Die lokalen Mikrosegregationen von Cr

und Mo an den Zellwänden sind nicht vorhanden. Partikel (siehe Pfeile ohne Text), weiterhin Si- und

Mn- Oxide (mit EDX punktuellen Messungen bestätigt), sind weiterhin offenbar häufiger und auch an

Zellwänden zu finden. Ferner ist eine Wechselwirkung der Versetzungen mit den Partikeln an mehreren

Stellen festzustellen.

Abbildung 5-42. Ausgewählte BF-STEM-Aufnahmen der Mikrostruktur nach Unterbrechung des

Kriechversuchs bei 600 °C / 225 MPa beim Erreichen der minimalen Kriechrate bei dem HT900-Zu-

stand. SGB: Subkorngrenzen, Pfeile ohne Text: Partikel.

Die in Abbildung 5-4f (Zustand vor Kriechbeanspruchung) dargestellten Cr- und Mo-reichen Ausschei-

dungen konnten in dem unterbrochenen Zustand nur im Gewindebereich nachgewiesen werden (Er-

gebnisse nicht gezeigt). Da sie aber sowohl im Gewindebereich als auch im Zustand vor der Kriechbe-

anspruchung vorhanden sind, ist ihr Vorhandensein im verformten Bereich nicht auszuschließen.

Schließlich ist hervorzuheben, dass das Aussehen der Cr- und Mo-reichen Ausscheidungen in beiden

untersuchten PBF-LB/M/316L-Zuständen sowohl vor als auch nach Kriechbelastung unterschiedlich ist

(vgl. Abbildung 5-3d, Abbildung 5-38 mit Abbildung 5-4f). An dem HT900-Zustand treten sie eher iso-

liert und, obwohl dennoch an Korngrenzen, nicht tendenziell nebeneinander entlang dieser auf.

6 Diskussion 
 
95 
 
6 Diskussion 
In diesem Kapitel werden die im Kapitel 5 präsentierten Ergebnisse diskutiert. Abschnitt 6.1 befasst 
sich mit der Homogenitätsprüfung der PBF-LB/M/316L-Rohlinge. Abschnitt 6.2 enthält eine allge-
meine Diskussion der Ergebnisse der Ausgangsmikrostruktur und des mechanischen Verhaltens. Letz-
teres mit Fokus auf die ermittelten Kennwerte und den Vergleich mit der aktuellen Literatur, ohne in 
Detail auf die Schädigung- und Verformungsmechanismen einzugehen, welche im Abschnitt 6.3 für 
die  LCF- und  Kriechversuche  diskutiert  werden.  Schließlich wird im Abschnitt 6.4  der  Einfluss der 
HT900-Wärmebehandlung auf die Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften des zuvor bei 
450°C wärmebehandelten Zustands mit Fokus auf das Kriechverhalten behandelt. 
6.1 Homogenitätsprüfung der PBF-LB/M/316L/HT450-Rohlinge 
Dieser Abschnitt befasst sich mit der Homogenitätsprüfung der aufgebauten Rohlinge im HT450-Zu-
stand der PBF-LB/M/316L-Variante innerhalb der durchgeführten Baujobs. 
Der Begriff Homogenität bezieht sich auf die erreichte Prozessqualität in Bezug auf die Reproduzier-
barkeit der Mikrostruktur und die Eigenschaften (i) entlang der Bauhöhe, (ii) zwischen einzelnen Posi-
tionen auf einer Bauplatte und (iii) sowie zwischen Baujobs (siehe Abbildung 4-1). Änderungen in der 
Mikrostruktur und den mechanischen Eigenschaften sind in diesen drei Fällen bekanntlich nicht aus-
zuschließen [189, 225, 234]. 
Während in dieser Arbeit die lokale Variation der Eigenschaften über die Bauhöhe (i) so gut wie möglich 
durch die Herstellung von nicht-endkonturnahen Rohlingen mit gleicher Geometrie (Turm bzw. Wand) 
berücksichtigt wurde (siehe Abschnitt 4.1) und für die PBF-LB/M/316L-Variante anhand Härteuntersu-
chungen nachgewiesen wurde (siehe Abschnitt 5.2), kann andererseits eine Variation aufgrund unter-
schiedlicher Positionen innerhalb einer Bauplatte (ii) und unterschiedlicher Baujobs (iii) weniger gut 
ausgeschlossen werden. Eine weitere Analyse zur Homogenitätsprüfung ist deshalb erforderlich. Es 
wird davon ausgegangen, dass die Homogenität über die Höhe nach der HT900-Wärmebehandlung 
erhalten bleibt. 
Die weitere Analyse erfolgt durch die Auswertung einer ausgewählten Anzahl von Ergebnissen, welche 
die Abdeckung dieser zwei Fälle durch die Lage der ursprünglichen Rohlinge, aus denen Probekörper 
bzw. metallographische Probenstücke hergestellt wurden, sicherstellt. Dabei werden Härtemessungen 
(siehe Abschnitt 5.2) und Untersuchungen der Mikrostruktur (siehe Abschnitt 5.1), sowie Ergebnisse 
aus Zugversuchen (siehe Abschnitt 5.3) und Wiederholungsversuchen (Zug-, LCF- , und Kriechversu-
che; siehe Abschnitte 5.3, 5.5 und 5.6) in Betracht gezogen. Ein ähnlicher Ansatz zur Homogenitäts-
prüfung wurde bereits bei anderem Material und AM-Fertigungsprozess (Ti-6Al-4V, DED-L) im Rah-
men des Forschungsprojekts, in dem diese Arbeit stattfand, verwendet, siehe [101]. 
Tabelle 6-1 stellt die zuvor erwähnten Ergebnisse in Verbindung mit der Lage der ursprünglichen Roh-
linge (Position / Baujob, siehe Abbildung 4-1) zusammen, aus denen die entsprechenden Probekörper 
stammen. Aus Platzgründen werden in der Tabelle nur Ergebnisse aus Türmen gezeigt. Dennoch gelten 
die Ergebnisse auch für Wände. Es wird zwischen nachgewiesener und angenommener Homogenität 
unterschieden (siehe Fußnote in Tabelle 6-1). Die nachgewiesene Homogenität bezieht sich auf Fälle, 
bei denen Versuche gleicher Art vorhanden sind. Die angenommene Homogenität basiert einerseits auf 
dem bekannten Zusammenhang der mechanischen Eigenschaften einschließlich der Härte mit dem 
Gefüge, auch für PBF-LB/M/316L [59], und andererseits auf der bekannten positiven Korrelation zwi-
schen Härte und Festigkeit, welche bereits für mehrere Legierungen einschließlich Stähle berichtet 
wurde [235-239]. Diese tabellarische Darstellung stellt den Nachweis der Homogenitätsprüfung hin-
sichtlich einzelner Positionen auf einer Bauplatte (ii) sowie zwischen Baujobs (iii) für die HT450- und 
HT900-Zustände dar. Das Ergebnis deutet darauf hin, dass die verwendete Fertigungsstrategie dafür 

6 Diskussion

gesorgt hat, dass alle Rohlinge derselben thermischen Geschichte unterworfen wurden, was zu Roh-

lingen mit homogenem Gefüge und homogenen mechanischen Eigenschaften geführt hat.

Der Nachweis der Homogenität zwischen Ergebnissen aus Versuchen gleicher Art basiert bei den Här-

temessungen und den RT-Zugversuchen (siehe Abbildung 5-8, Abbildung 5-10) auf dem Vergleich der

maximalen relativen Differenz zwischen einzelnen Versuchsergebnissen mit der Messunsicherheit und

bei den LCF- sowie Kriechwiederholungsversuchen (siehe Abbildung 5-13, Abbildung 5-14, Abbildung

5-15, Abbildung 5-24) auf der geringen Streuung bzw. der hohen Reproduzierbarkeit der Ergebnisse.

Die prozentualen Unterschiede zwischen den Einzelwerten von 𝑅𝑚 betragen bei Raumtemperatur ma-

ximal 0,8 % (622 MPa für 13 / 12 vs. 627 MPa für 16 / 4; Position / Baujob, siehe Abbildung 4-1). Diese

Werte sind kleiner als alle Einzelwerte von 𝑈𝑀 (± 1,2 % bei allen Zugversuchen), was darauf hinweist,

dass 𝑅𝑚 nicht signifikant variiert. Dies gilt nicht nur für die Türme, sondern auch für die 𝑅𝑚-Werte aus

unterschiedlichen Wänden, bei denen die maximale prozentuale Abweichung 1,5 % (statt 0,8 %) und

damit immer noch weniger als ± 1,2 % (𝑈𝑀) beträgt.

Die Herstellung von rechteckigen Rohlingen (= Türme und Wände) anstelle von endkonturnahen Roh-

lingen ermöglichte es, Variationen in der Mikrostruktur entlang der Bauhöhe, welche durch geometri-

sche Veränderungen in der Baurichtung zustande kommen [189], von vornherein auszuschließen und

ist vermutlich auch für die erreichte Homogenität innerhalb und zwischen den einzelnen Baujobs von

großer Bedeutung. Denn alle aufgebauten Rohlinge haben offensichtlich die gleiche thermische Ge-

schichte durchlaufen.

Tabelle 6-1. Homogenitätsprüfung des PBF-LB/M/316L-Prozesses. P: Position und B: Baujob (siehe Ab-

bildung 4-1). a.: Härte, b.: Mikrostruktur, c.: Zugversuch RT / DD1, d.: Zugversuch RT / MTS, e.: Kriechen

600 °C / 225 MPa, f.: LCF 600 °C / 1,3 %.

HT450

HT900

a**

2013

x: Nachgewiesene Homogenität; Mikrostruktur und Härte

y: Nachgewiesene Homogenität; Zugversuche (Raumtemperatur)

w: Nachgewiesene Homogenität; Kriechversuche

v: Nachgewiesene Homogenität; LCF-Versuche

a: Angenommene Homogenität (keine Untersuchungen durchgeführt) aufgrund der Korrelation Me-

chanischen Eigenschaften-Mikrostruktur

**: Angenommene Homogenität aufgrund der Korrelation Zugfestigkeit, Härte (Untersuchung

durchgeführt) -Mikrostruktur

*: Messungen oben und unten. Metallographische Untersuchungen nicht gezeigt.

6.2 Ausgangsmikrostruktur und Mechanisches Verhalten

Dieser Abschnitt diskutiert die Ergebnisse bezüglich der Ausgangsmikrostruktur und des mechani-

schen Verhaltens. Der Fokus liegt auf den Ergebnissen der As-Built- und HT450-Zustände der PBF-

LB/M/316L-Variante. Der Effekt der HT900-Wärmebehandlung wird im Abschnitt 6.4 behandelt. Zu-

nächst werden im Abschnitt 6.2.1 die Ausgangsmikrostruktur, Härte und Zugversuchsverhalten disku-

tiert, danach wird im Abschnitt 6.2.2 auf das Low-Cycle-Fatigue-Verhalten eingegangen. Schließlich

6 Diskussion 
 
97 
 
wird im Abschnitt 6.2.3 das Kriechverhalten behandelt. Die Diskussion des mechanischen Verhaltens 
ist auf die ermittelten Kennwerte und den Vergleich mit aktuellen Literaturdaten fokussiert, ohne in 
Detail auf die Schädigung- und Verformungsmechanismen (Abschnitt 6.3) zu gehen. Bei dem Zugver-
suchsverhalten, welches nicht im Fokus dieser Arbeit liegt, wird im Abschnitt 6.2.1 kurz auf die Verfes-
tigung- und Verformungsmechanismen eingegangen. Für das LCF- und Kriechverhalten werden diese 
im Abschnitt 6.3 ausführlicher behandelt. 
Vorab eine allgemeine Bemerkung: Es ist bekannt, dass erhöhte Temperaturen die Zellstruktur desta-
bilisieren und auflösen können (siehe Abschnitt 2.4.1), wodurch sich die mechanischen Eigenschaften 
(Zug, LCF, Kriechen) ändern können. Dieses Phänomen kann sowohl während einer Wärmebehandlung 
als auch während der Aufheizphase vor Beginn der Versuchsdurchführung bei erhöhten Temperaturen 
auftreten. In dieser Arbeit hat die HT450-Wärmebehandlung (450°C / 4 h) auf allen Längenskalen der 
Mikrostruktur des Werkstoffzustands des As-Built-Zustands keine wesentlichen Änderungen verur-
sacht. Die Zellstruktur ist stabil geblieben. Die mechanischen Versuche bei erhöhter Temperatur wur-
den bei 400 °C, 600 °C und 650 °C durchgeführt. Bei den Zug- und Kriechversuchen dauerte das Auf-
heizen etwa 2,5 Stunden und die Proben wurden vor der Versuchsdurchführung etwa 1,5 Stunden bei 
Prüftemperatur gehalten. Bei den LCF-Versuchen dauerte es 5 min bis 10 min und die Haltezeit betrug 
etwa 20 min. Aus der Literaturübersicht (siehe Abschnitt 2.4) ist bekannt, dass die Zellstruktur bei 
Wärmebehandlungstemperaturen um die 800 °C an Stabilität verliert und dass für eine vollständige 
Auflösung der Zellstruktur entweder höhere Temperaturen oder längere Zeit als beispielsweise 1 h bei 
800 °C erforderlich sind. Es ist daher vernünftig anzunehmen, dass die Zellstruktur zu Beginn nicht nur 
der Warmzugversuche, sondern auch der LCF- und Kriechversuche vorhanden bleibt und dass sie bei 
den geprüften Temperaturen immer noch eine Rolle bei der Verfestigung der Legierung spielt. 
6.2.1 Mikrostruktur, Härte und Zugversuchsverhalten 
In Übereinstimmung mit der Literatur (siehe Abschnitt 2.2 und Abbildung 2-1) unterscheidet sich die 
Mikrostruktur der untersuchten PBF-LB/M/316L-Variante erheblich von derjenigen der (konventionell 
hergestellten) HR/316L-Variante. Die PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur ist komplex und hierarchisch auf-
gebaut und ihre charakteristischen Merkmale erstrecken sich über mehrere Längenskalen. Die in dieser 
Studie beobachtete hierarchische Mikrostruktur (Korn-, Subkorn- und  Zellenlängenskalen von grob 
etwa 100 µm, 10 µm bzw. 1 µm) und die damit verbundenen Merkmale (siehe Abschnitt 5.1) stimmen 
mit der Literatur überein (siehe Abschnitt 2.2). Die für den Herstellungsprozess typische(n) Kornmor-
phologie, Groß- und Kleinwinkelkorngrenzen, Schmelzbadgrenzen, kristallografische Textur, Ausschei-
dungen im Submikrometer-/Nanomaßstab und Zellstruktur sind vorhanden. 
Die Kornmorphologie korreliert mit der Scan-Strategie (vgl. Abbildung 4-1, Abbildung 5-1). Die Orientie-
rung der Korngrenzen in Bezug auf die Aufbaurichtung variiert mit dem durch die Lage der Schmelz-
badgrenzen (MPB) bedingten regelmäßigen Abstand. Die Lage der MPBs hängt wiederum mit den Ver-
läufen der Scanvektoren und somit mit der Scanstrategie zusammen. Tatsächlich fällt der unterste 
Bereich der Schmelzbadgrenzen mit der Lage des Laserscans zusammen, wie in [16] grafisch hervorge-
hoben wird (siehe Abbildung 2-1b). Insgesamt wurde eine morphologische Periodizität mit einer cha-
rakteristischen Länge von etwa der Größe des Schraffurabstandes h (= 120 µm) in den in der Ebene 
senkrecht zur Aufbaurichtung liegenden Richtungen erreicht. Diese Periodizität ist auch in den Schnitt-
ebenen parallel zur Baurichtung am Auftreten von parallelen Säulen aus gestapelten Körnern (kolum-
naren Bereichen) und den dazwischen liegenden interkolumnaren Bereichen zu erkennen, die eher läng-
lichen Körner bzw. Kornbereiche enthalten. In Übereinstimmung mit der Literatur [78] sind in dieser 
Studie kleine Missorientierungen bevorzugt in diesen interkolumnaren Bereichen zu finden (siehe Ab-
bildung 5-3d), welche wiederum mit den mittleren Bereichen der ursprünglichen Schmelzbadgrenzen 
zusammenfallen. Die erhaltene kristallografische Textur, die durch eine {011}-Texturkomponente in der 
Aufbaurichtung und  {001}-Texturkomponenten in  Richtung  der  Scan-Vektoren gekennzeichnet  ist, 
wurde in Literatur bisher oft für eine 90°-Laserscan-Rotationsstrategie berichtet [87]. Die Zellstruktur 

6 Diskussion 
 
98 
 
mit ihrer charakteristischen hohen Versetzungsdichte und der Mikrosegregation von Cr und Mo an den 
Zellwänden ist typisch für kfz AM-Metalle [56, 62, 135, 152, 240]. Die in dem untersuchten Material 
beobachtete Zellgröße (Abbildung 5-2) und das nahezu versetzungsfreie Zellinnere stimmen gut mit 
den in der Literatur angegebenen Werten überein [32, 56, 135, 178]. Bei den Nanopartikeln handelt es 
sich wahrscheinlich um metastabile amorphe MnSiO3 Rhodonite-artige Nanopartikeln [56, 70, 77-79]. 
Die Porosität liegt deutlich unter 0,01 %. Diese geringe Porosität ermöglicht die Isolierung und ein bes-
seres Verständnis der Auswirkungen anderer typischer Aspekte der Mikrostruktur auf die mechanische 
Eigenschaften. 
Insgesamt können zweidimensionale Aufnahmen und darin enthaltene einzelne Regionen eines Korns 
aufgrund der unkonventionellen Kornmorphologie der Körner je nach Schnittlage sehr unterschiedlich 
aussehen. Diese Komplexität der Kornmorphologie, welche wiederum mit der Auswahl des kritischen 
Missorientierungswertes zusammenhängt, verursacht einerseits bei den (2D) Korngrößenanalysen oft 
hohe Streuungen bei Korngrößenangaben [14, 56, 159, 163, 241], wie es bei den Ergebnissen dieser Ar-
beit auch der Fall ist, und andererseits unterschiedliche Ansätze zur Beschreibung der Kornmorpholo-
gie. Nicht selten  wird z. B. von bimodalen Kornstrukturen gesprochen [163, 242-244]. Eine vollständige 
Beschreibung der Kornmorphologie würde eine 3D Analyse/Charakterisierung erfordern. Diese Heraus-
forderung bei der Charakterisierung von AM-Mikrostrukturen wurde von der AM-Community bereits 
erkannt und es werden bereits Anstrengungen zur Standardisierung, z. B. der Korngrößenbeschrei-
bung, unternommen [245]. 
Der ermittelte Härtewert von 205 ± 9 HV1 für die PBF-LB/M/316L-Variante (siehe Abbildung 5-8) fällt 
in dem unteren Bereich der bis dato in der Literatur berichteten Werte (siehe Abschnitt 2.3.1) ohne 
Differenzierung  der  Scan-Strategie.  Die  bei  Raumtemperatur  ermittelten  Festigkeits-  und  Verfor-
mungskennwerte stimmen auch gut mit den bislang berichteten Werten in Literatur überein (siehe 
Abschnitt  2.3.1).  Die  Mittelwerte  der  0,2 % Dehngrenze  und  Zugfestigkeit  des  As-Built-Zustands 
(505 MPa bzw. 618 MPa)  und  des  HT450-Zustands  der  PBF-LB/M/316L-Variante 
(500 MPa bzw. 620 MPa) befinden sich eher in dem unteren Bereich und die Bruchdehnung (70 % bzw. 
62 %) eher in dem oberen Bereich der bislang berichteten Werte. Auch in Übereinstimmung mit der 
Literatur [103, 129, 141] ist das Spannungs-Dehnungs-Verhalten der As-Built- und HT450-Zustände 
nach dem Fließen nahezu ideal plastisch und die 0,2 % Dehngrenze etwa doppelt so groß wie bei der 
HR/316L-Variante. 
Die Abhängigkeit der Kennwerte aus den Zugversuchen mit steigender Prüftemperatur passt ebenfalls 
zu den bis dato vorhandenen Literatur-Erkenntnissen (siehe Abschnitt 2.3.1 und Abbildung 5-10a). Der 
Trend bei der 0,2 % Dehngrenze ist ähnlich zu den Ergebnissen in [32, 79] und der bei Raumtemperatur 
bestehende Unterschied zu den Literaturwerten bleibt über den gesamten Temperaturbereich annä-
hernd konstant. Der Trend bei der Zugfestigkeit ist ab 200 °C ebenfalls vergleichbar zum Trend in [32, 
79], was mit ähnlichen Verfestigungsquotienten (siehe Abbildung 5-9) bei den höheren Prüftempera-
turen zusammenhängt. Dies gilt auch für die Bruchdehnung (Kreise in Abbildung 5-10); vor allem im 
Vergleich zu Dryepondt et al. [32] bis 600 °C. Ansonsten stimmen die Verformungskennwerte generell 
weniger gut mit der Literatur überein als die Festigkeitskennwerte. Dies könnte zum einen aus der 
bekannten Abhängigkeit der mechanischen Eigenschaften von den Prozessparametern und der Mikro-
struktur (siehe Abschnitt 2.3.1) resultieren, zum anderen aus der Tatsache, dass in der Literatur nicht 
immer klar ist, um welchen Kennwert es sich genau handelt (z. B. Bruchdehnung vs. gesamte Extenso-
meter-Dehnung beim Bruch). 
Das gezackte Fließen wurde in der Literatur für diesen Werkstoff ebenfalls bei 600 °C [32, 140] und 
500 °C [79] beobachtet und bei Letzterem auf dynamische Reckalterung (DSA) zurückgeführt. Wenn 
es durch DSA verursacht wird, wird das gezackte Verhalten als Portevin-LeChatelier-Effekt bezeichnet. 
Das DSA-Phänomen, oder dynamische Reckalterung, ist ein allgemeines Phänomen in Metallen und 

6 Diskussion 
 
99 
 
wird in mehreren Quellen beschrieben. Es diffundieren die gelösten Atome, wie Kohlenstoff und Stick-
stoff, schneller als die Versetzungen und bilden Wolken von Zwischengitteratomen, die sie einschlie-
ßen. Daher nimmt die für die Bewegung von Versetzungen notwendige Belastung zu. Wenn die Ver-
setzungen von den gelösten Atomen losgerissen werden, sinkt die Belastung. Dieser Prozess wieder-
holt sich ständig, wodurch die Zacken entstehen. Stickstoff spielt bei diesem Phänomen eine wichti-
gere Rolle als Kohlenstoff, da er eine höhere Löslichkeit und einen höheren Diffusionskoeffizienten 
aufweist [246]. 
Der  Zusammenhang zwischen der  charakteristischen  Mikrostruktur, die  aus  dem PBF-LB/M-Ferti-
gungsprozess resultiert, und den Zugversuchseigenschaften bei Raumtemperatur (deutlich höhere 
Dehngrenze im Vergleich zur konventionell hergestellten 316L-Variante und hohe Verformungskenn-
werte bei Abwesenheit hoher Porosität bei Raumtemperatur) ist bekannt (siehe Abschnitt 2.3.1) [56, 
135]. Außerdem ist bekannt, dass die beobachtete Festigkeit von PBF-LB/M/316L eine Kombination 
aus mehreren Verfestigungsmechanismen ist, wobei die Zellstruktur und die damit verbundenen Ver-
setzungen eine entscheidende Rolle spielen [56, 65, 135]. Details dazu wurden im Abschnitt 2.3.1 zu-
sammengefasst. In der in dieser Arbeit untersuchten PBF-LB/M/316L-Variante, spielt über die im Ab-
schnitt 2.3.1 erwähnten zur Verfestigung beitragenden mikrostrukturellen Merkmale hinaus die Textur 
ebenfalls eine Rolle. In einer verwandten Publikation [190] wurde nämlich nachgewiesen, dass diese die 
Richtungsabhängigkeit  des  Zugversuchsverhaltens  inkl.  dem  Verfestigungsverhalten  beeinflusst. 
Schließlich wird die von Chen et al. [68] hervorgehobene Rolle des Stickstoffs als möglicher Faktor für 
die Verfestigung als vernachlässigbar angesehen, da der Unterschied im Stickstoffgehalt um eine Grö-
ßenordnung geringer ist als der dort genannte Unterschied (0,032 % in der vorliegenden Arbeit vs. 
1,2 % in der Studie von Chen et al.). 
Hinsichtlich der Warmzugversuchsseigenschaften wird, wie bereits erwähnt, davon ausgegangen, dass 
die Zellstruktur zu Beginn der Warmzugversuche erhalten bleibt und weiterhin eine Rolle bei der Ver-
festigung der Legierung spielt. Es wird daher angenommen, dass die Abnahme der 0,2 % Dehngrenze 
und die immer noch höhere 0,2 % Dehngrenze im Vergleich zur HR/316L-Variante bei jeder Prüftem-
peratur zumindest teilweise auf –angenommen kleine- Veränderungen in der Zellstruktur zurückzu-
führen sind. Tatsächlich ist die prozentuale Abnahme der 0,2 % Dehngrenze (Raumtemperatur vs. er-
höhte Temperatur) bei der HR/316L-Variante (ohne Zellstruktur) im Durchschnitt 1,5x höher als bei der 
PBF-LB/M/316L-Variante (siehe Tabelle D1 im Anhang D). Ein weiterer Faktor könnte der Rückgang der 
für die Versetzungsbewegung benötigten Energie mit dem Anstieg der Temperatur und die damit ver-
bundene Abschwächung des Pinning-Effekts zwischen Versetzungen innerhalb der Zellwände sein, wie 
in [85] hervorgehoben wird. Bei den Verformungskennwerten könnte die Ursache der temperaturab-
hängigen Abnahme (i) eine Reduzierung der Zwillings-Aktivität sowie (ii) eine Temperatur-Abhängig-
keit der Entwicklung der Textur, wie von Dryepondt et al. [32] berichtet, sein (siehe Abschnitt 2.3.1), 
und die unterschiedliche Tendenz von 600 °C auf 650 °C könnte mit der geringeren Ausprägung des 
DSA-Effekts bei 650 °C (siehe Abbildung 5-9a) zusammenhängen. 
An dieser Stelle lässt sich generell behaupten, dass die höhere Dehngrenze (sowohl bei Raum- als auch 
bei Hochtemperatur) erlaubt, höhere Lasten aufzubringen, ohne das Material plastisch zu verformen, 
was für die LCF und das Kriechverhalten von Vorteil sein kann. 
6.2.2 Low-Cycle-Fatigue 
Wie anhand Abbildung 5-13 gezeigt, weist die PBF-LB/M/316L-Variante bei den kleinsten Dehnungs-
schwingbreiten kürzere Lebensdauer als die HR/316L-Variante auf. Bei Raumtemperatur ist das ver-
mutlich auf die vermehrte Erscheinung von Gleitbändern und damit verbundene mehrfache Rissinitiie-
rung und bei 600 °C auf die interkristalline und vermutlich durch Oxidationsprozesse unterstützte Riss-
bildung (siehe Abbildung 5-30b) zurückzuführen. 

6 Diskussion 
 
100 
 
Abbildung 6-1 zeigt die Ergebnisse der LCF-Lebensdauer aus dieser Arbeit im Vergleich zu ausgewähl-
ten neusten Literaturergebnissen bis dato bei Raumtemperatur [14] und 550 °C [16]. Die Ergebnisse der 
vorliegenden Arbeit stimmen gut mit den in Abbildung 6-1 gezeigten Werten aus der Literatur überein, 
welche bei Raumtemperatur (Daten aus [14]) wiederum mit weiteren (nicht gezeigten) Literaturergeb-
nissen  übereinstimmen [104,  160,  162, 247].  Bei  Raumtemperatur sind  die Lebensdauer (schwarze 
Quadrate) tendenziell geringfügig länger als die von Pelegatti et al. (lila Quadrate) [14] und bei 600 °C 
(schwarze Sterne) sind sie (für Dehnungsschwingbreiten < 1,2 %) etwas kürzer als die von Chen et al. 
(zyanfarbige  Sterne)  [16],  welche  bei  550 °C  bestimmt  wurden.  Das  anhand  der 
Wechselverformungskurven  beobachtete  zyklische  Wechselverformungsverhalten  (siehe  Abbildung 
5-15) stimmt sowohl bei der PBF-LB/M/316L-Variante als auch bei der HR/316L-Variante gut mit den 
Ergebnissen von Pelegatti et al. (Raumtemperatur) [14] und Chen et al. (550 °C) [16] überein. Es gibt 
aber  einen  Unterschied von etwa  50 MPa in  den  zyklischen  Spannungen, welche bei  den  zitierten 
Studien  größer  sind.  Dieser  Unterschied  ist  von  Beginn  an  vorhanden,  setzt  sich  (bei  Raum-  und 
Hochtemperatur)  über  die  gesamte  Lebensdauer  fort  und  lässt  sich  ebenfalls  anhand  der 
unterschiedlichen  Ermüdungskennwerte  (cf.  [14,  16,  45],  Tabelle  E2  im  Anhang  E)  und  bei 
Raumtemperatur auch beim Vergleichen der monotonischen und ZSD-Kurven [14, 45] erkennen. Da 
dieser  Unterschied  aber  bei  beiden  Werkstoffvarianten  (HT450  und  HR/316L)  besteht,  sind  die 
niedrigeren zyklischen Spannungen in dieser Arbeit vermutlich vorwiegend auf Unterschiede in den 
Versuchsparametern  zurückzuführen:  bei  Raumtemperatur  (cf.  [14,  45])  vermutlich  die  niedrigere 
Dehnrate in der vorliegenden Arbeit und bei Hochtemperatur die zu erwartende höhere Dehngrenze bei 
550 °C in [16]. 
 
Abbildung 6-1. Vergleich der LCF-Lebensdauer, 𝑁𝑓,10%, des PBF-LB/HT450-Werkstoffzustandes mit 
Literaturwerten. 
Schließlich  ist  eine  vergleichende  Diskussion  der  Dehnungs-Wöhler-Diagramme  anhand  der 
Übergangslebensdauer (𝑁𝑇-Werte der C-M-B-Auswertung in Abbildung 5-17a und b) mit Daten aus der 
Literatur interessant. Denn generell sind die 𝑁𝑇-Werte der PBF-LB/M/316L-Variante größer als die in 
der  Literatur  [14,  16]  berichteten  Werte  (ca.  2x  so  groß  bei  Raum-  und  mehr  als  3x  so  groß  bei 
Hochtemperatur). Das heißt, bei der in der vorliegenden Arbeit untersuchten PBF-LB/M/316L-Variante 
bestimmt die plastische Komponente der Verformung die Lebensdauer über einen größeren Bereich, 
als bei den in der Literatur untersuchten Werkstoffen. Der Grund dafür könnte die in den zitierten 
Studien  höheren  Dehngrenzen  bei  monotoner  Belastung  und  die  zyklischen  Spannungen  sein. 
Außerdem könnte die zyklische Dehngrenze von Bedeutung sein, welche bei Pelegatti et al. [14] größer 
als in der vorliegenden Studie ist. Bei einer niedrigeren Dehngrenze (diese Studie) erfährt das Material 
mehr  plastische  Verformung  bei  der  selben  Dehnungsamplitude.  Daher  scheint  es  sinnvoll  zu 
1000 10000 100000
0.0
0.4
0.8
1.2
1.6
2.0
2.4
D
et (%)
Nf,10%
  RT       400 °C     550 °C     600 °C
            This Work, HT450 
                                                      Pelegatti et al., 2022 
                          Chen et al., 2022
 Re =  -1 

6 Diskussion

101

argumentieren, dass der plastische Anteil der Dehnungsamplitude, welcher in dieser Studie aufgrund

der geringeren Dehngrenze größer als bei den zitierten Studien ist, eine wichtigere Rolle bei der

Lebensdauer spielt, wie die 𝑁𝑇-Werte andeuten. Die höheren Dehngrenzen bei den zitierten Studien

könnten auf (i) eine kleinere Schichtdicke (30 µm [16] bzw. 25 µm [14] vs. 50 µm in der vorliegenden

Studie), (ii) die senkrecht zur Aufbaurichtung liegende Belastungsrichtung bei Chen et al. [16] und (iii)

die von Pelegatti et al. [14] verwendete „Island“ Scan-Strategie zurückzuführen sein, welche

beispielsweise auch bei PBF-LB/M/316L in [65] eine höhere Dehngrenze als in der vorliegenden Studie

liefert. Eine höhere 0,2 % Dehngrenze bei kleinerer Schichtdicke (Ergebnisse nicht gezeigt) und

horizontalen Proben (siehe [190]) wurde für das untersuchte Material im Rahmen des Projekts AGILs

nachgewiesen.

6.2.3 Kriechen

Die Bruchzeiten aus Abbildung 5-20 werden in Abbildung 6-2 mit denen verschiedener Autoren für die

PBF-LB/M/316L-Variante und die HR/316L-Variante verglichen. Die Warmdehngrenzen (siehe Abbil-

dung 5-10a und Tabelle F1 im Anhang F) sind als horizontale Linien dargestellt. Aufgrund der höheren

Warmdehngrenzen der PBF-LB/M/316L-Variante im Vergleich zur HR/316L-Variante wird deutlich,

dass die HR/316L-Variante in den Kriechversuchen oberhalb und die PBF-LB/M/316L-Variante unter-

halb ihrer jeweiligen Warmdehngrenze belastet wurden (siehe horizontale Linien in Abbildung 6-2;

schwarz: HT450 und blau: HR/16L). Die Anwendung von Prüfspannungen oberhalb der Warmdehn-

grenze (HR/316L) ist aus praktischer Sicht fragwürdig, da kriechkritische Bauteile in der Regel mög-

lichst wenig plastisch verformt werden sollten. Die gewählten Prüfspannungen sind jedoch in der Lite-

ratur gebräuchlich, führen zu vernünftigen Bruchzeiten und ermöglichen einen Vergleich mit den ver-

fügbaren Literaturdaten zur Kriechlebensdauer.

Abbildung 6-2. Bruchzeiten (Kriechversuche) im Vergleich zu Literaturdaten. Reproduziert aus

Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

Bezüglich der Bruchzeiten stimmen die Ergebnisse der HR/316L-Variante sehr gut mit den Ergebnissen

von konventionell hergestelltem 316LN mit 0,086 % N von Sasikala et al. [48] überein (blaue Kreuze

und x), wenn man den leicht unterschiedlichen Stickstoffgehalt berücksichtigt. An dieser Stelle sei noch

einmal erwähnt, dass für konventionell hergestellten nichtrostenden Stahl 316L berichtet wurde, dass

die Kohlenstoff- und Stickstoffgehalte das LCF- und Kriechverhalten beeinflussen, siehe Abschnitte

2.3.2 und 2.3.3. Bei der PBF-LB/M/316L-Variante stimmen ebenfalls sehr gut die Bruchzeiten der vor-

liegenden Studie mit den vorhandenen Literaturwerten überein, insbesondere mit den von Li et al. [178]

berichteten Bruchzeiten (gestrichelte Linien, schwarze Kreuze, schwarze Pluszeichen). Außerdem

scheinen die Daten der vorliegenden Studie der Tendenz der Bruchzeiten der bei niedrigeren Prüfspan-

nungen untersuchten vertikalen Proben aus der Studie von Williams et al. [119] (schwarze halbgefüllte

Dreiecke) und Yoon et al. [179] (schwarze halbgefüllte Quadrate) zu folgen, trotz z. B. der unterschied-

lichen Spannungszustände in den gekerbten Prüfkörpern aus der Studie von Williams et al. [119].

100101102103104105

100

125

150

175

200

225

250

275

300

325

T (°C)

600 650

This study, LPBF

Li et. al.

Williams et. al.

Yoon et. al.

This study, HR

Sasikala et. al.

Ro (MPa)

tu (h)

6 Diskussion

102

Die kürzeren Bruchzeiten und die kürzere Dauer der einzelnen Kriechphasen, insbesondere von der pri-

mären Kriechphase, können einen Nachteil der PBF-LB/M/316L-Variante gegenüber der HR/316L-Va-

riante darstellen. Die kürzere Dauer der einzelnen Kriechphasen und die geringere Kriechduktilität sind

auf unterschiedliche Kriechmechanismen zurückzuführen. Im Abschnitt 6.3 werden die Verfor-

mung- und Schädigungsmechanismen diskutiert.

Die minimale Kriechrate, 𝑒󰇗𝑠, ist ein wichtiger Auslegungsparameter. Informationen wie die Spannung,

die eine bestimmte minimale Kriechrate erzeugt, werden in der Regel aus Versuchsdaten ermittelt.

Daher wird im Folgenden die Abhängigkeit der minimalen Kriechrate von der Prüfspannung analysiert.

Die Kriechrate hängt von der Prüfspannung und der Prüftemperatur ab. Es ist bekannt, dass im mitt-

leren Spannungsbereich (wie hier untersucht) die Spannungsabhängigkeit der minimalen Kriechrate

einem Potenzgesetz, Gleichung 6-1, mit angemessener Genauigkeit folgt [246].

𝑒󰇗𝑠(𝜎)=𝐶∙(𝑅)𝑛

6-1

Aus Gleichung 6-1 kann in einer logarithmischen Darstellung der minimalen Kriechrate in Abhängigkeit

von der Prüfspannung für eine konstante Prüftemperatur ein linearer Zusammenhang angepasst wer-

den, Gleichung 6-2.

log𝑒󰇗𝑠=log𝐴+𝑛log𝑅

6-2

Die Steigung dieser Geraden stellt den Spannungsexponenten, 𝑛, dar und definiert die Abhängigkeit

der minimalen Kriechrate von der Prüfspannung bei einer bestimmten Prüftemperatur. Die Werte für

𝑛 werden hier zwar für den Literaturvergleich ermittelt, aber nicht weiter im Hinblick auf die Kriechme-

chanismen interpretiert. Eine ausführliche Diskussion über den Kriechverformungsmechanismus er-

folgt im Abschnitt 6.3.1.2.

Die Spannungsexponenten, die unter Verwendung der Prüfspannung 𝑅𝑜 anstelle der tatsächlich auf-

tretende Prüfspannung 𝑅 in Gleichungen 6-1 und 6-2, 𝑛𝑜, berechnet wurden, sind in Abbildung 6-3 dar-

gestellt. Die Berechnung mit 𝑅𝑜ermöglicht einen Vergleich mit Literaturdaten. Da die Kriechversuche

in dieser Studie jedoch unter konstanter Kraft durchgeführt wurden, nimmt die Spannung mit zuneh-

mender Prüfdauer und gesamter Extensometer-Dehnung zu, während sich der Querschnitt des Prüf-

körpers verringert. Das bedeutet, dass zu dem Zeitpunkt, an dem die minimale Kriechrate erreicht wird,

die tatsächlich auftretende Prüfspannung höher ist. Letzteres ist insbesondere bei der HR/316L-Vari-

ante der Fall, welche eine stärkere Querschnittsreduzierung als die PBF-LB/M/316L-Variante erfährt,

wie die Werte der Zeitbrucheinschnürung, 𝑍𝑢, in Tabelle F1 im Anhang F zeigen. Die tatsächlichen

Spannungen bei minimaler Kriechrate, 𝑅, können aber für jeden Versuch berechnet werden und mit

Hilfe von 𝑅 kann man die Spannungsexponenten, 𝑛, neu berechnen. Details zur Berechnung von 𝑅 und

den einzelnen Werten für 𝑛 und 𝑅 finden sich in [102]. Wie erwartet unterscheiden sich die Spannungs-

exponenten der PBF-LB/M/316L-Variante aufgrund der geringeren Querschnittsreduzierung nicht sig-

nifikant. Bei der HR/316L-Variante sind die 𝑛-Werte im Durchschnitt 10 % niedriger als der 𝑛𝑜-Wert.

Die tatsächlichen Spannungen bei minimaler Kriechrate bei der HR/316L-Variante sind im Durchschnitt

20 MPa höher als die angelegten Prüfspannungen, während bei der PBF-LB/M/316L-Variante 𝑅𝑜 und

𝑅 fast gleich sind. Zusammenfassend lässt sich sagen, dass eine Korrektur der angelegten Prüfspan-

nungen die vergleichende Analyse des Kriechverhaltens zwischen den beiden untersuchten Werkstoff-

varianten trotz der Querschnittsreduzierung der HR/316L-Variante nicht beeinträchtigt.

6 Diskussion

103

Abbildung 6-3. Minimale Kriechrate in Abhängigkeit von der Prüfspannung. HT450-Zustand der PBF-

LB/M/316L-Variante (schwarz) vs. HR/316L-Variante (blau). Literaturdaten sind zum Vergleich gezeigt.

Die Spannungsexponenten wurden mit 𝑅𝑜 berechnet (siehe Gl. 6-1 und 6-2). Reproduziert aus

Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

Die Abhängigkeit der minimalen Kriechrate von der Prüfspannung ist in Abbildung 6-3 für beide ge-

prüfte Werkstoffe und Temperaturen zusammen mit Literaturdaten dargestellt. Abbildung 6-3 zeigt,

dass die PBF-LB/M/316L-Variante (schwarze offene und halbgefüllte Kreise) kleinere Spannungsexpo-

nenten (6,5 bzw. 8,2; schwarze offene und halbgefüllte Kreise) im Vergleich zur HR/316L-Variante (17,6

bzw. 19,3; blaue offene und halbgefüllte Kreise) aufweist. Die Spannungsabhängigkeit der minimalen

Kriechrate ist bei der PBF-LB/M/316L-Variante schwächer ausgeprägt. Außerdem zeigt Abbildung 6-3,

dass bei jeder Prüftemperatur die minimalen Kriechraten beider Werkstoffvarianten für die gleichen

Prüfspannungen ähnlich sein können, z. B. bei 600 °C / 250 MPa und 650 °C / 200 MPa. Darüber hinaus

zeigt Abbildung 6-3, dass eine Erhöhung der Prüftemperatur die Spannungsexponenten für beide

Werkstoffvarianten leicht erhöht. Beim Vergleich mit Literaturdaten sind die Spannungsexponenten

der PBF-LB/M/316L-Variante tendenziell kleiner als die Vergleichsdaten mit Ausnahme von Williams

et al. [119]. Außerdem sind die minimalen Kriechraten der PBF-LB/M/316L-Variante mindestens eine

Größenordnung niedriger als diejenigen in den Literaturdaten. Bei der HR/316L-Variante sind sie eben-

falls um fast eine Größenordnung niedriger; die Spannungsexponenten jedoch höher.

Wilshire und Willis [248] wiesen darauf hin, dass Änderungen in der Mikrostruktur (z. B. aufgrund einer

partiellen Lösungsglühung) zu einer großen Streuung der Ergebnisse führen können. Sie gaben 𝑛 = 8

für T = 575 °C an, sowohl für eine lösungsgeglühte konventionell hergestellte 316-Variante als auch für

denselben Werkstoff, der aber bei Raumtemperatur vorgespannt wurde. Es ist daher zu erwarten, dass

in der vorliegenden Studie die Unterschiede in der Mikrostruktur teilweise die Unterschiede in den

Spannungsexponenten, auch im Vergleich zu den Literaturdaten, erklären können. In der Studie von

Sasikala et al. [48] wurde beispielsweise das Material (konventionell hergestellte Werkstoffvariante)

im lösungsgeglühten Zustand geprüft, enthielt Delta-Ferrit in einer austenitischen Matrix und hatte

eine gleichachsige Kornstruktur mit einer mittleren Korngröße von 88 µm (gegenüber 30 µm in dieser

Arbeit). Die von Li et al. [178] und Yoon et al. [179] berichteten Zellgrößen in PBF-LB/M/316L sind denen

der vorliegenden Studie ähnlich. Im Gegensatz dazu unterscheidet sich die säulenförmige Kornmor-

phologie, die zwischen ihren Studien und der Studie von Williams et al. [119] ähnlich ist, von der Korn-

morphologie in der vorliegenden Studie. So weist die Kornmorphologie in [119, 178, 179] nicht die in

Abbildung 5-1 sichtbare schachbrettartige Kornmorphologie auf und die Form der Körner scheint eher

der des interkolumnaren Bereichs zu entsprechen. Über Unterschiede in der Mikrostruktur hinaus

könnte auch der unterschiedliche Stickstoffgehalt eine Rolle spielen. Mathew et al. [51] haben nämlich

2.0 2.2 2.4 2.6

100 158 251 398

-9

-8

-7

-6

-5

-4

-3

1x10-9

1x10-8

1x10-7

1x10-6

1x10-5

1x10-4

1x10-3

es (s-1)

Ro (MPa)

T (°C)

600 650

This study, LPBF

Li et. al.

Williams et. al.

Yoon et. al.

This study, HR

Sasikala et. al.

log(es)

log(Ro)

n = 19.3

n = 17.6

n = 8.2

n = 6.5

6 Diskussion

104

gezeigt, dass eine Erhöhung des Stickstoffgehalts zu kleineren Spannungsexponenten führt. Der un-

terschiedliche Stickstoffgehalt könnte teilweise die höheren Spannungsexponenten der Ergebnisse der

HR/316L-Variante der vorliegenden Studie (0,045 % N) im Vergleich zu Sasikala et al. [48]

(0,086 Gew.- % N) und den kleineren Spannungsexponenten der PBF-LB/M/316L-Variante dieser Stu-

die (0,077 Gew.- % N) im Vergleich zu den Daten von Li et al. [178] (0,067 % N) und zu den Daten der

HR/316L-Variante erklären.

6.3 Analyse des Verformung- und Schädigungsverhaltens

Dieser Abschnitt stellt eine weiterführende Diskussion der Ergebnisse aus den LCF- und Kriechversu-

chen dar. Der Fokus liegt hierbei auf dem Einfluss der Mikrostruktur auf das mechanische Verhalten.

Die Ergebnisse der Entwicklung der Mikrostruktur unter Belastung (Abschnitt 5.9) werden entspre-

chend nicht getrennt, sondern in Zusammenhang mit dem Verformungs- bzw. Schädigungsverhalten

diskutiert. Der Abschnitt ist in zwei Teile untergliedert: Abschnitt 6.3.1 beschäftigt sich mit der Diskus-

sion des Verformungsverhaltens und Abschnitt 6.3.2 mit der des Schädigungsverhaltens. Dabei wird

jeweils zunächst auf das LCF- und anschließend auf das Kriechverhalten eingegangen. Das Verhalten

im Zugversuch wird ausschließlich an ausgewählten Stellen in Zusammenhang mit den Letzten be-

handelt. Der Fokus liegt auf den Ergebnissen der As-Built und HT450-Zustände. Der Effekt der HT900-

Wärmebehandlung (HT900-Zustand) wird im Abschnitt 6.4 behandelt. Verformungs- und Schädi-

gungsmechanismen sind nicht unmittelbar trennbar. Dennoch wurde diese Trennung angestrebt, um

die Diskussion und generell das gesamte Verständnis des mechanischen Verhaltens zu erleichtern. An

manchen Stellen werden trotzdem Bezüge auf den jeweiligen anderen Abschnitt hergestellt.

Davor wird aber in Bezug Gleichung 6-3 die Stapelfehlerenergie (SFE) adressiert und abgeschätzt, denn

sie stellt eine Materialeigenschaft dar, welche sowohl das Verformungs- als auch das Schädigungsver-

halten bei LCF- und Kriechbelastung in allgemeiner Hinsicht betreffen kann. Die SFE steht im Zusam-

menhang mit der chemischen Zusammensetzung und dem Einfluss der Zwischengitteratome (insbe-

sondere C und N) auf das Ausscheidungsverhalten und kann durch aufwändige TEM-Untersuchungen

quantitativ bestimmt werden. In dieser Arbeit wird sie zu Vergleichszwecken auf der Grundlage der

chemischen Zusammensetzung mit Hilfe der von Schramm et al. [249] für austenitische Stähle vorge-

schlagenen Gleichung 6-3 abgeschätzt. Diese Gleichung berücksichtigt den Gehalt an Verunreinigungen

und Zwischengitteratomen, wie z. B, C, N, Si, P, S, Co, sowie an Ni, Cr, Mn und Mo. Der Einfluss der

Zwischengitteratome wird durch die negative Konstante am Anfang der Gleichung dargestellt [249].

𝑆𝐹𝐸 = −53+ 6,2 𝑤𝑡.% 𝑁𝑖+0,7 𝑤𝑡.% 𝐶𝑟+3,2 𝑤𝑡.% 𝑀𝑛+ 9,3 𝑤𝑡.% 𝑀𝑜 [𝑚𝐽 𝑚2

⁄]

6-3

Basierend auf Gl. 6-3 ist die abgeschätzte SFE der HR/316L-Variante (44,4 mJ/m2) niedriger als die der

PBF-LB/M/316L-Variante (62,9 mJ/m2). Dies stimmt gut mit dem Vorhandensein von mehr Partialver-

setzungen bei der HR/316L-Variante als bei der PBF-LB/M/316L-Variante im Ausgangszustand überein

(Abbildung 5-2).

6.3.1 Verformungsverhalten

In diesem Abschnitt wird das Verformungsverhalten diskutiert (LCF im Abschnitt 6.3.1.1 und Kriechen

im Abschnitt 6.3.1.2). Davor wird aber in Bezug auf Abbildung 6-4 die prozentuale Verteilung der Miss-

orientierungen und deren Entwicklung (siehe Abbildung 5-3a und Abbildung 5-4d) in den PBF-

LB/M/316L-Varianten (HT450, HT900) und der HR/316L-Variante adressiert, da sie das Verformungs-

verhalten in allgemeiner Hinsicht betreffen kann, denn Missorientierungen stellen ein Hindernis für die

Versetzungsbewegung innerhalb des Kristalls dar. Die PBF-LB/M/316L-Variante weist deutlich mehr

MOs <15° auf als die HR/316L-Variante (siehe Abbildung 5-3a). Diese Tatsache stellt einer der prägnan-

testen Unterschiede der beiden Mikrostrukturen dar. Die Entwicklung der Anteile an Missorientierungs-

verteilung kann als ein Hinweis auf Verzerrungen des Gitters interpretiert werden [250-253], was sich

generell durch plastische Verformung bemerkbar machen kann. Deshalb ist eine genauere Betrachtung

6 Diskussion

105

der Entwicklung der kumulierten Häufigkeit der korrelativen Missorientierungen zwischen 2° und 15°

nach mechanischer Belastung wert und wird im nächsten Absatz allgemein vorgestellt und in den Ab-

schnitten 6.3.1.1 und 6.3.1.2 einzeln weiter diskutiert. Im Abschnitt 5.1.1 wurde außerdem erwähnt, dass

Missorientierungen zwischen 2° und 15° den LAGBs entsprechen und wie im Abschnitt 2.3.1 erwähnt

sind LAGBs einer der Hauptbeitragende für die Verfestigung dieser Legierung [16, 76] und ihre Annihi-

lation wurde als eine der Ursachen für das Entfestigungsverhalten während der LCF-Belastung bei

550 °C angenommen [16].

Abbildung 6-4 zeigt die Entwicklung der kumulierten Häufigkeit der korrelativen Missorientierungen

für die untersuchten Zustände (HT450, HT900) der PBF-LB/M/316L-Variante sowie für die HR/316L-

Variante. Die einzelnen Verteilungen und Werte der kumulierten Häufigkeit vor und nach der mechani-

schen Belastung wurden bereits in den jeweiligen Abschnitten im Ergebniskapitel (Kapitel 5) darge-

stellt (siehe cum. f in Abbildung 5-3a, Abbildung 5-4d, Abbildung 5-37e, und Abbildung 5-41b). Die ku-

mulierte Häufigkeit stellt die Summe der Häufigkeiten der Missorientierungs-Klassen bis 15° dar (Win-

kel-Grenze für die Unterscheidung zwischen LAGBs und HAGBs). Beispielsweise bedeutet eine kumu-

lierte Häufigkeit von 0,3, dass 30 % aller Missorientierungen kleiner als 15° und 70 % größer als 15°

sind. Bei den Zuständen vor mechanischer Belastung entspricht die kumulierte Häufigkeit im Wesent-

lichen dem Anteil an LAGBs. Nach mechanischer Belastung schließt dieser Wert auch Missorientierun-

gen ein, welche durch Verzerrungen des Gitters und Verformungsmechanismen entstehen können. Bei

der HR/316L-Variante (blaue Symbole, unten) ist eine deutliche Zunahme des Anteils an MO-Werten

zwischen 2° und 15° nach Kriechbelastung bei 600 °C / 225 MPa festzustellen, und diese Zunahme geht

mit der Veränderung der Textur, der Formänderung der Körner (Abbildung 5-35) und den im Vergleich

zum HT450-Zustand höheren Werten der Kriechdehnung (siehe Tabelle F1 im Anhang F) einher. Die

Änderungen beim HT450-Zustand (schwarze Symbole) sind weniger ausgeprägt als bei der HR/316L-

Variante. Außerdem sind die Ergebnisse bei den PBF-LB/M/316L-Zuständen generell empfindlicher

gegenüber der genauen räumlichen Lage des Schliffs. Trotz bestmöglicher Durchführung der

Messungen konnte eine geringe präparationsbedingte Streuung nicht vermieden werden (siehe z. B.

Datenreihe „HT450“).

Abbildung 6-4. Entwicklung der kumulierten Häufigkeit der korrelativen Missorientierungswerte zwi-

schen 2° und 15° im Vergleich. Beim Einspannbereich (clamping region) wurde eine Region vermessen,

die nicht unter (Druck-)Spannung stand.

6.3.1.1 LCF

Die im Vergleich zur HR/316L-Variante höhere maximale Spannung der PBF-LB/M/316L-Variante

(HT450-Zustand) am Beginn der LCF-Belastung (siehe Abbildung 5-15) hängt unmittelbar mit der hö-

heren 0,2 % Dehngrenze (etwa 2x so groß wie bei der HR/316L-Variante, siehe Abbildung 5-9, Abbil-

dung 5-10 und Tabelle D1 im Anhang D) und dem unterschiedlichen Verfestigungsverhalten zusammen.

As-Built

HT450

HT900

LCF HT450 RT clamping region

LCF HT450 RT deformed region

LCF HT450 600°C deformed region

Creep HT450 threaded region

Creep HT450 deformed region

Creep HT900 threaded region

Creep HT900 deformed region

HR initial condition

HR creep deformed region

HR creep deformed region - next to fracture

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

Cumulative frequency (-/-)

6 Diskussion 
 
106 
 
Dass bei der PBF-LB/M/316L-Variante über den größten Teil der Lebensdauer die zyklischen Spannun-
gen höher als bei der HR/316L-Variante sind, ist vorteilhaft aus der Anwendungsperspektive, wie von 
[16] angedeutet. Es bedeutet nämlich, dass in einem zyklisch belasteten Bauteil bei einer gegebenen 
auftretenden Spannungsamplitude weniger Dehnung bzw. Verformung entwickelt wird. Das Material 
lässt sich also unter zyklischer Belastung schwieriger verformen, was beispielsweise bei Baugruppen 
mit engen Konstruktionstoleranzen von Vorteil ist. Dieser Unterschied in den zyklischen Spannungen 
bzw. Vorteil wird mit ansteigender Prüftemperatur durch die kombinierte Wirkung von der ausgepräg-
ten Anfangsverfestigung der HR/316L-Variante und der Entfestigung der PBF-LB/M/316L-Variante 
geringer. Außerdem ändern sich die zyklischen Spannungen mit steigender Prüftemperatur von 400 °C 
auf 600 °C nur wenig, was in Übereinstimmung mit der Arbeit von Prasad et al. [47] auf einem Verfes-
tigungseffekt infolge von DSA liegen kann. 
Dass die Anfangsverfestigung in der Regel mit zunehmender Dehnungsschwingbreite ansteigt, unter-
stützt die Hypothese von Chen et al. [16], dass sie mit der größeren plastischen Verformung korreliert, 
die bei höheren Dehnungsschwingbreiten zunimmt. Der Grad der Entfestigung kann (Abbildung 5-15d) 
mit den anhand der Hystereseschleifen ermittelten Kennwerten zusammenhängen. Eine physikali-
sche/mikrostrukturelle Erklärung wird in kommenden Absätzen diskutiert. Die Abhängigkeit dieser 
Kennwerte (∆𝑒𝑝 und 𝑊𝑝) von ∆𝑒𝑡 bei halber Lebensdauer und von der Prüftemperatur wurde anhand 
Abbildung 5-14d (Abschnitt 5.5.2) dargestellt. Obwohl eine positive Korrelation der Entfestigung mit 
z. B. ∆𝑒𝑝 sinnvoll ist und bereits in der Literatur für andere Werkstoffe berichtet wurde, beispielsweise 
in [227], korrelieren ∆𝑒𝑝 bzw. 𝑊𝑝 nicht unmittelbar mit dem Grad der Entfestigung. Vielmehr muss der 
Grad der Entfestigung, wenn z. B. für Modellierungszwecke interessant, in diesem Fall als eine Funk-
tion von ∆𝑒𝑝 und 𝑊𝑝, und möglicherweise auch von den zyklischen E-Modulen betrachtet werden. Die 
einzelnen Werte für ∆𝒆𝒑, 𝑾𝒑 und die zyklischen E-Module sind im in Tabelle F1 im Anhang F zu finden. 
Das Wechselverformungsverhalten des HT450-Zustands ist durch eine Anfangsverfestigung gefolgt 
von einer kontinuierlichen Entfestigung charakterisiert, welche bis zum Auftreten der zum Versagen 
führenden Entfestigung stattfindet. Eine mikrostrukturelle Erklärung für das beobachtete Wechsel-
verformungsverhalten beider untersuchten Werkstoffvarianten (siehe Abbildung 5-15 und Abbildung 
5-16) beispielsweise anhand von unterbrochenen Versuchen und TEM-Untersuchungen lag außerhalb 
des Rahmens dieser Arbeit. Dennoch werden in den nächsten Absätzen Hypothesen dazu anhand der 
Ergebnisse des mechanischen Verhaltens sowie der Literatur aufgestellt und diskutiert, was eine Er-
gänzung zu den bis dato bestehenden Bemühungen darstellt, das Wechselverformungsverhalten zu 
erklären (siehe Abschnitt 2.3.2) [16, 36, 104, 163, 166, 167, 174, 175] und die Hinweise für weiterführende 
Studien legt. 
Bei der HR/316L-Variante stimmt das beobachtete Wechselverformungsverhalten mit den Ergebnis-
sen aus der Literatur [37, 39] sehr gut überein. Daher wird angenommen, dass die in 2.1 zusammenge-
fassten bisherigen Erkenntnisse bezüglich der mikrostrukturellen Erklärung in diesem Fall auch gelten 
(siehe 2.1). Bei der PBF-LB/M/316L-Variante stimmt das beobachtete Wechselverformungsverhalten 
ebenfalls mit der vorhandenen Literatur sowohl bei Raum- als auch bei Hochtemperatur überein [16, 
104]. 
Pelegatti et al. [14] haben an As-Built-Proben und Yu et al. [159] an sowohl As-Built als auch span-
nungsarm geglühten Proben (600 °C / 4 h) aus PBF-LB/M/316L-Varianten eine ähnliche Entwicklung 
der Mittelspannung bei Raumtemperatur wie in dieser Studie (Abbildung 5-16) beobachtet. In der Ar-
beit von Pelegatti et al [14] wurde sie auf Rückspannungen zurückgeführt, die durch Eigenspannungen 
vom Typ II und III aufgrund von Versetzungsanhäufungen an Korngrenzen und Zellwänden verursacht 
werden [110]. In der Arbeit von Yu et al. [159] hingegen wurde er auf den Einfluss von hohen makrosko-
pischen Eigenspannungen vom Typ I zurückgeführt, die in ihrer Arbeit durch die Wärmebehandlung 

6 Diskussion 
 
107 
 
nicht relaxiert sind, wie es von den Autoren experimentell bewiesen wurde. Die Ergebnisse der vorlie-
genden Arbeit deuten eher auf Zustimmung der Hypothese von Pelegatti et al. hin, also eine Korrela-
tion der Mittelspannung mit Eigenspannungen vom Typ II und III, denn die Anfangswerte der Mit-
telspannung  in  Abbildung  5-16  korrelieren  weder  bei  der  PBF-LB/M/316L-Variante  noch  bei  der 
HR/316L-Variante mit den gemessenen Werten der Oberflächen-Eigenspannungen (HR/316L-Variante 
etwa -400 MPa. PBF-LB/M/316L-Variante etwa -20 MPa), welche aufgrund der verwendeten Technik 
Eigenspannungen des Typs I und II zu erwarten sind [254, 255]. 
Die Anfangsverfestigung bei PBF-LB/M/316L wurde in [16] auf die große plastische Verformung bei 
höherer Dehnungsamplitude und bei HR/316L in [37] auf die dadurch verursachte Erhöhung der Ge-
samtversetzungsdichte zurückgeführt. Die Ergebnisse dieser Studie deuten auch darauf hin (siehe Ab-
bildung 5-14d und Abbildung 5-15d). 
Wie  im  Abschnitt  2.3.2  erwähnt, wurde  von  Chen  et  al.  [16]  das  Entfestigungsverhalten  der  PBF-
LB/M/316L-Variante auf folgende Aspekte der mikrostrukturellen Entwicklung zurückgeführt: (i) Ver-
gröberung der Zellstruktur, (ii) Texturentwicklung, (iii) Abnahme der geometrisch notwendigen Verset-
zungen (GND, engl. Geometrically Necessary Dislocation) und (iv) Abnahme der Anzahl der Kleinwinkel-
korngrenzen. 
Punkt (iv) kann zum Teil auf Grundlage der Abbildung 6-4 diskutiert werden. Bei Raumtemperatur ist 
die  Entwicklung  der  kumulierten  Häufigkeit  der  MO-Werte  (Einspannbereich  (clamping  region)  vs. 
verformter Bereich) nicht signifikant. Bei 600 °C / 1,6 % steigt sie dagegen um etwa 0,1 an. Dieses 
Ergebnis widerspricht auf den ersten Blick dem Ergebnis von Chen et al. bzw. steht dem Punkt (iv) 
entgegen. Dennoch ist eine Korrelation zwischen der Multiplikation von LAGBs mit einer Entfestigung 
eher nicht plausibel. Außerdem muss berücksichtigt werden, dass die Anfangsverfestigung tatsächlich 
bei 600 °C / 1,6 % am größten ist (siehe Abbildung 5-15d), was auch eine Ursache für die erhöhte ku-
mulierte Häufigkeit der MO-Werte sein kann. Punkt (iv) kann also, in Abwesenheit von belastbaren 
experimentellen Nachweisen, als eine mögliche Ursache für die Entfestigung vor allem bei Hochtem-
peratur-Ermüdung nicht ausgeschlossen werden. Weiterführende Untersuchungen (TEM, EBSD) sind 
notwendig, um die Ursache der Steigerung der MO-Werte und den Zusammenhang mit dem Verfor-
mungsmechanismus zu klären.  
Bezüglich Punkt (ii) wurde in der vorliegenden Studie keine Veränderung der Textur beobachtet (siehe 
Abbildung 5-3, Abbildung 5-37), was an unterschiedlichen Ausgangstexturen und Probenlage zwischen 
dieser und der Studie von Chen et al. [16] liegen kann (die Textur-Entwicklung war dort von {111} parallel 
zur Lastrichtung zu {001} parallel zur Lastrichtung). Ein Effekt der Texturentwicklung auf die Entfesti-
gung wird in dieser Studie deshalb ausgeschlossen. Bezüglich der Punkte (i) und (iii) gibt es in der vor-
liegenden Studie keine experimentellen Ergebnisse weder über eine Abnahme der GNDs (iii) noch über 
eine Vergröberung der gerichteten Zellen (i). Hierfür wären spezielle aufwendige EBSD- und TEM-Un-
tersuchungen notwendig, die im Rahmen dieser Arbeit nicht durchgeführt werden konnten. Über Punkt 
(i) wird aber trotzdem in einem späteren Absatz diskutiert. Zuerst wird aber im Folgenden über den 
Versetzungsgleitcharakter und die Verformungsmechanismen der Ermüdung diskutiert. 
Der Versetzungsgleitcharakter kann ebenfalls eine Rolle bei den Wechselverformungsmechanismen 
spielen. Bei Metallen und Legierungen unterscheidet man zwischen planarem und welligen Verset-
zungsgleitcharakter. Bei Ermüdungsbeanspruchung können je nach Versetzungsgleitcharakter unter-
schiedliche Versetzungsanordnungen entstehen. Die zwei Extreme sind planare bzw. wellige Verset-
zungsanordnungen [176, 177]. Bei Werkstoffen mit planarem Versetzungsgleitcharakter bzw. bei plana-
rem Gleiten sind die Versetzungen in Platten parallel zur primären Gleitebene angeordnet [39] und 
Gleitbänder stellen dabei ein typisches Merkmal. Bei Werkstoffen mit welligem Versetzungsgleitcha-
rakter bzw. bei welligem Gleiten ist die wellige Versetzungsanordnung eine Folge des Quergleitens von 

6 Diskussion 
 
108 
 
Versetzungen [177]. In 316L ähnelt die wellige Versetzungsanordnung einer zellulären Versetzungs-
struktur mit versetzungsreichen Adern und versetzungsarmen Regionen aufgrund der gleichzeitigen 
Wirkung von zwei oder mehreren Gleitsystemen [37, 39]. Die Versetzungsanordnung der gerichteten 
Zellstruktur der PBF-LB/M/316L-Variante ähnelt also einer welligen Versetzungsanordnung, die cha-
rakteristisch für welliges Gleiten ist. 
Die Ergebnisse dieser Studie deuten darauf hin, dass bei Raumtemperatur, wo Gleitbänder festgestellt 
wurden, das planare Gleiten der Hauptverformungsmechanismus darstellt. Die Zellstruktur mit ihrer 
welligen Versetzungsanordnung könnte als eine Art Sättigungszustand agieren, wodurch das wellige 
Gleiten unterdrückt bzw. das planare Gleiten gefördert wird und damit das Auftreten von Gleitbändern 
(bei Raumtemperatur und 400 °C) erklären kann. Wenn das planare Gleiten der Hauptverformungsme-
chanismus ist, könnte es zusammen mit der Zellstruktur aufgrund ihrer welligen Versetzungsanord-
nung die Ursache der Entfestigung der PBF-LB/M/316L-Variante (Hauptphase während der Verfor-
mung) darstellen. Dass der Entfestigungsgrad mit zunehmender Dehnungsschwingbreite geringer wird 
(Abbildung 5-15d), wobei auch wenigere Gleitbänder und dadurch verursachte Nebenrisse festgestellt 
wurden, unterstützt die zuvor dargestellten Hypothese. 
Mit steigender Prüftemperatur wird hier davon ausgegangen, dass der bei Raumtemperatur beste-
hende eher planare Gleitcharakter sich zu einem eher welligen Gleitcharakter entwickelt, obwohl die 
Zellstruktur noch vorhanden ist, wie Untersuchungen an der bei 600 °C / 1,6 % geprüften Probe (Er-
gebnisse nicht gezeigt) gezeigt haben. Das verringerte Auftreten von Gleitbändern bei 600 °C, der ge-
ringer werdende Entfestigungsgrad mit zunehmender Prüftemperatur (Abb. 5-15d) und eine Masing-
Analyse [176, 177] (Ergebnisse nicht gezeigt) unterstützen diese Hypothese. Hong et al. [43] haben eine 
konventionell hergestellte kaltgezogene 316L-Variante untersucht. Diese wies eine durch das Kaltzie-
hen verursachte gleichmäßig verteilte und teilweise verknäulte Versetzungssubstruktur auf, welche 
derjenigen der in dieser Studie untersuchten PBF-LB/M/316L-Variante sowohl hinsichtlich der Verset-
zungsdichte als auch der Versetzungsanordnung ähnelt. In ihrer Studie haben sie das Entfestigungs-
verhalten auf dynamische Erholung zurückgeführt. Dies deutet darauf hin, dass bei der in dieser Studie 
untersuchten PBF-LB/M/316L-Variante ebenfalls dynamische Erholung stattfindet. Die durch erhöhte 
Temperaturen verursachten thermisch aktivierten Mechanismen der Verformung wie z. B. Quergleiten 
von Schraubenversetzungen und Klettern von Stufenversetzungen werden auch als ein Verformungs-
mechanismus  vermutet.  Diese  helfen  Hindernisse  für  die  Versetzungsbewegung  zu  überwinden, 
wodurch das Versetzungsklettern verstärkt wird [43, 256] und das verringerte Auftreten von Gleitbän-
dern sowie den eher welligen Gleitcharakter erklären kann. 
Die Stapelfehlerenergie (SFE) und der N-Gehalt beeinflussen den Gleitcharakter. Eine geringere SFE 
begünstigt das planare Gleiten [177]. Ein erhöhter N-Gehalt fördert es ebenfalls, da er einerseits die SFE 
senkt und andererseits durch seine interstitielle Natur das Quergleiten von Versetzungen hemmt [177]. 
Bei der PBF-LB/M/316L-Variante konkurrieren diese zwei Einflüsse, da sie einen höheren N-Gehalt bei 
einer gleichzeitig höheren SFE im Vergleich zur HR/316L-Variante hat (0,077  vs. 0,045 Gew.- % bzw. 
62,9 mJ/m2  vs. 44,4 mJ/m2). Bei Hochtemperatur und über den N-Gehalt und die SFE hinaus könnte 
auch das Auftreten von DSA den Gleitcharakter von 316L beeinflussen. Einige Autoren [44, 47, 177] 
haben in diesem Sinne die erhöhte Neigung zu planarem Gleiten darauf zurückgeführt. Dies ist plausi-
bel, da DSA die Mobilität der Zwischengitteratome fördert, was wiederum das Quergleiten der Verset-
zungen im Zusammenhang mit dem welligen Gleitcharakter lokal hemmen könnte. Bei Raumtempe-
ratur könnte also die interstitielle Natur von N zusätzlich zur Zellstruktur trotz einer höheren SFE eine 
weitere Ursache für das planare Gleiten sein. Bei Hochtemperatur scheinen die in den vorangegangenen 
Absätzen genannten Mechanismen der Hochtemperaturverformung den das planare Gleiten fördern-
den Effekt vom N-Gehalt und DSA zu übertreffen. 

6 Diskussion 
 
109 
 
Der experimentelle Beweis von Chen et al. [16] darüber, dass die Vergröberung der gerichteten Zellen 
eine Rolle spielt (i), welcher in ihrer Studie durch die Berücksichtigung der Hall-Petch-Beziehung ver-
stärkt wird, ist umstritten. Denn es ist nicht klar, ob die Zellen immer bei derselben Orientierung ver-
messen wurden. Außerdem sind die Unterschiede zwischen den gemessenen Zellgrößen nach ver-
schiedenen Dehnungsamplituden im Vergleich zu den dargestellten Streubändern gering. In der vorlie-
genden Studie schneiden die Gleitbänder, welche hauptsächlich bei Raumtemperatur festgestellt wur-
den, die Wände der Zellstruktur durch (detaillierte Ergebnisse nicht gezeigt, aber in Abbildung 5-28e 
sichtbar). Dies steht im Gegensatz zu einem Hall-Petch-Verhalten, da es darauf hindeutet, dass sich 
die Versetzungen auf diesen Ebenen transzellulär bewegen können, ohne von Zellwänden behindert zu 
werden, was den Abstand zwischen potenziellen Hindernissen unwichtig macht. 
Bei den höheren Prüftemperaturen wurde in dieser Studie kein experimenteller Nachweis erbracht, der 
gegen eine Hall-Petch-Beziehung in Verbindung mit der Zellgröße spricht. Eine solche Korrelation kann 
deshalb nicht ausgeschlossen werden. Ein Grund dafür ist, dass die Zellstruktur im gebrochenen Zu-
stand bei der bei 600 °C / 1,6 % untersuchten Probe im REM beobachtet wurde (Ergebnisse nicht ge-
zeigt). Ein weiterer möglicher Grund betrifft den Verformungsmechanismus, welcher die angenom-
mene dynamische Erholung und thermisch aktivierte Mechanismen der Wechselverformung betrifft. 
In kaltverformten Werkstoffen kann dynamische Erholung in den folgenden Fällen auftreten [17, 43, 
46]: (i) wenn die Versetzungsannihilation größer als die Versetzungserzeugung ist, was zu einer Net-
toabnahme der Versetzungsdichte führt und (ii) wenn eine Umordnung der zuvor gebildeten Verset-
zungsstruktur mit steigender Zyklenzahl stattfindet, was zu einer Zunahme des mittleren freien We-
ges der Versetzungen führt. Punkt (ii) unterstützt die Hypothese von Chen et al. [16], dass die Ver-
gröberung der gerichteten Zellen eine Rolle spielt. Darüber hinaus führen nach Polak [39, 256] die ther-
misch  aktivierten  Mechanismen  bei  erhöhter  Temperatur  (wie  z. B.  Quergleiten  und  Klettern)  in 
kfz-Metallen, welche dazu neigen, nach zyklischer Beanspruchung bei Raumtemperatur wellige Ver-
setzungsstrukturen zu entwickeln [177], zu der Entwicklung einer einfacheren Versetzungsstruktur mit 
größerem durchschnittlichen Abstand der versetzungsreichen Wände bzw. mit größeren Zellen. 
Schließlich betreffen andere Verformungsmechanismen, über die in der Literatur berichtet wurde, Sta-
pelfehler und Nanozwillinge [167]. Diese wurden bisher jedoch nur bei Raumtemperatur in kraftgere-
gelten Versuchen und bei Spannungsamplituden nachgewiesen, welche Dehnungsschwingbreiten im 
Bereich zwischen 0,4 % und 0,6 % verursachten und deshalb eher dem unteren Bereich der ∆𝑒𝑡-Werte 
dieser Studie entsprechen. Dabei hat die gerichtete Zellstruktur keine großen Veränderungen gesehen 
und sowohl Stapelfehler als auch Nanozwillinge haben die Zellwände überwunden. Von diesen beiden 
Mechanismen könnte vor allem die Bildung von Nanozwillingen, welche in [167] gegen Ende der Ermü-
dungslebensdauer beobachtet wurde, auch bei der in dieser Studie untersuchten PBF-LB/M/316L-Va-
riante relevant sein. Denn in der zitierten Studie, bei denen die Versuche kraftgeregelt und mit einer 
Prüfspannung unterhalb der 0,2 % Dehngrenze erfolgten, war die plastische Verformung gegen Ende 
der Ermüdungslebensdauer beträchtlich und die Verformungsbedingungen waren daher mit denen in 
der vorliegenden Studie annähernd vergleichbar. Weitere Untersuchungen sind notwendig, um dies zu 
klären. 
Generell  sind  die  Einzelheiten  des  Zusammenhangs  Mikrostruktur-Wechselverformungsverhalten 
noch nicht vollständig geklärt. Weitere Untersuchungen auf kleinerer Skala und in unterbrochenen Zu-
ständen sind notwendig, um ein besseres Verständnis des temperaturabhängigen Verformungsme-
chanismus und den Zusammenhang mit der Mikrostruktur aufzubauen. Dafür könnten sowohl einstu-
fige LCF als auch IST Versuche (engl. Incremental Step Test) in Frage kommen. IST-Versuche stellen 
betriebsnahe Bedingungen dar, da dabei eine Belastung mit variabler Amplitude vorhanden ist. 

6 Diskussion 
 
110 
 
6.3.1.2 Kriechen 
Der geringere plastische Anteil der gesamten Anfangs-Extensometer-Dehnung (HT450 vs. HR/316L, 
siehe Abbildung 5-18)  korreliert mit der bei den Prüftemperaturen der Kriechversuche (600 °C und 
650 °C) etwa >2x höheren 0,2 % Dehngrenze (siehe Abbildung 5-10). Die höhere Warmdehngrenze der 
PBF-LB/M316L-Variante erlaubt es, höhere Lasten als bei der HR/316L-Variante aufzubringen, ohne 
dass sie plastisch verformt wird (ähnlich wie bei den zyklischen Spannungen der LCF-Versuche). 
Im Abschnitt 6.2.3 wurde erläutert, dass der Spannungsexponent, 𝑛, die Abhängigkeit der minimalen 
Kriechrate von der Prüfspannung bei einer bestimmten Prüftemperatur definiert. Bei einfachen Mo-
dellwerkstoffen (z. B. reinen Metallen) kann 𝑛 im Sinne des stationären Kriechansatzes interpretiert 
werden, der auf der physikalischen Auffassung beruht, dass ein Verfestigungsprozess (z. B. Zunahme 
der  Versetzungsdichte)  durch  einen  thermischen  Erholungsprozess  (z. B. klettergesteuerte  Verset-
zungsannihilation) ausgeglichen wird, was  zu  einer  dynamisch  stationären Mikrostruktur (z. B. mit 
konstanter Versetzungsdichte) führt [53]. Ein Spannungsexponent von 3 bis 5 ist für Modellwerkstoffe 
(z. B. reine Metalle, binäre Legierungen) mit diffusionsgesteuerten Erholungs-Kriechprozessen verbun-
den [257, 258]. Bei technischen Legierungen können die Exponenten jedoch deutlich höher sein. Au-
ßerdem liefert, wie in [257] erwähnt, die Bestimmung von 𝑛 in begrenzten Spannungs- und Tempera-
turbereichen nicht genügend Informationen, um die Kriechprozesse genau zu bestimmen. In diesen 
Fällen hat 𝑛 per se wenig physikalische Bedeutung und kann nicht zur Unterscheidung zwischen den 
Mechanismen verwendet werden. Daher ist eine Interpretation der Exponenten in Bezug auf den Ver-
formungsmechanismus ohne eine detaillierte Mikrostrukturuntersuchung möglicherweise nicht sinn-
voll und die Werte für 𝑛 (Abbildung 6-3) wurden daher nur für den Literaturvergleich ermittelt (siehe 
Abschnitt 6.2.3) und werden nicht weiter im Hinblick auf den Kriechverformungsmechanismen inter-
pretiert. 
Der Mechanismus der Kriechverformung wird in dieser Arbeit zunächst als der Mechanismus behandelt, 
der in erster Linie die Anfangsbelastung und die primäre Kriechphase bestimmt. Danach wird auch die 
Verformung im Zusammenhang mit der tertiären Kriechphase diskutiert. Es wird davon ausgegangen, 
dass der Verformungsmechanismus der sekundären Kriechphase teilweise durch konkurrierende Ver-
festigungs- und Erholungsmechanismen bestimmt wird und es ist nicht ausgeschlossen, dass die ter-
tiäre Kriechphase und die damit verbundenen Schädigungsmechanismen bereits dort beginnen. 
Die relative Lage der Prüfspannungen in Bezug auf die Warmdehngrenzen beider Werkstoffvarianten 
(siehe Abbildung 6-2) erklärt die geringere gesamte Anfangs-Extensometer-Dehnung, 𝑒𝑡𝑖, und ihre ge-
ringere Spannungsabhängigkeit (siehe Abbildung 5-18a) sowie die überwiegend elastische Anfangsre-
aktion bei der PBF-LB/M/316L-Variante (siehe Abbildung 5-18b). Dieses Ergebnis stimmt gut mit einer 
Beobachtung von Wilshire und Willis [248] überein, wonach eine Vorverformung von Kriechprüfkörpern 
des Werkstoffs 316H bei Raumtemperatur die gesamte Anfangs-Extensometer-Dehnung beim Krie-
chen bei 575 °C auf fast Null reduziert hat. Sie fanden auch heraus, dass die gesamte Anfangs-Exten-
someter-Dehnung unabhängig von der Prüfspannung wird, wenn die Vorverformung hoch genug ist, 
um die plastische Anfangs-Extensometer-Dehnung zu eliminieren. Die geringe Temperaturabhängig-
keit von 𝑒𝑡𝑖 in beiden Materialien (siehe Abbildung 5-18a) kann durch ähnliche von der Temperatur un-
abhängige elastische Reaktionen verursacht werden, die in der Tat vorhanden sind und bei Auftragung 
in einem Diagramm der Dehnung beim Aufbringen der Last bis zum Erreichen der Prüfspannung, 𝑅𝑜, 
deutlich werden (nicht gezeigt). 
Die Dauer (Abbildung 5-21a und Abbildung 5-21b) der primären Kriechphase sowie die damit einherge-
hende Kriechdehnung (Abbildung 5-19c und Abbildung 5-22) können durch verschiedene Faktoren be-
einflusst werden. In den folgenden Abschnitten werden sie systematisch diskutiert. Die mit der Zell-
struktur verbundene Versetzungssubstruktur wird als einer dieser Faktoren angesehen [48, 178], da sie 
einem mikrostrukturellen Zustand ähnelt, der sich während des versetzungsdominierten Kriechens in 

6 Diskussion 
 
111 
 
einphasigen kristallinen Werkstoffen während der primären Kriechphase bildet und sich bei der sekun-
dären  Kriechphase voll  entwickelt  [259].  Daher  ist  es  vernünftig  zu  argumentieren,  dass  die  PBF-
LB/M/316L-Variante nur kurze Zeit und wenig Dehnung benötigt, um die typische Mikrostruktur, im 
Sinne einer Versetzungssubstruktur, nach dem Ende einer primären Kriechphase zu bilden. Außerdem 
entspricht diese Substruktur dem mikrostrukturellen Zustand eines kaltverformten Metalls (Verset-
zungsdichten in der Größenordnung von 1014 bis 1016 m-2 wurden für PBF-LB/M/316L berichtet [62, 65]). 
Dieser Zustand kann die Verfestigungskapazität des Werkstoffs einschränken und somit eine kürzere 
primäre Kriechphase und eine geringere primäre Kriechdehnung verursachen. Andere Autoren gehen 
davon  aus,  dass  entweder  die  Subkörner  zusammen  mit  der  hohen  Versetzungsdichte  im  316L-
Schweißgut [48] oder  die Versetzungszellstruktur der  PBF-LB/M/316L-Variante [178]  die  Verfesti-
gungskapazität des Werkstoffs begrenzen und daher dafür verantwortlich sind, dass die minimale 
Kriechrate schneller und bei geringeren Dehnungen erreicht wird. 
Andererseits ist die HR/316L-Variante durch eine geringe Versetzungsdichte im Ausgangszustand ge-
kennzeichnet  (Abbildung  5-2).  Daher  hat  sie  eine  höhere  Verfestigungskapazität  als  die  PBF-
LB/M/316L-Variante. Wenn die Prüfspannung aufgebracht wird, nimmt die Versetzungsdichte allmäh-
lich zu. In der primären Kriechphase werden mehr Versetzungen erzeugt als durch Erholung entfernt 
werden. Die zunehmende Versetzungsdichte führt zu einem engmaschigeren Versetzungsnetz und da-
mit zu einer stärkeren gegenseitigen Beeinflussung der Versetzungsbewegungen. Am Ende der pri-
mären Kriechphase stellt sich ein Gleichgewicht zwischen Versetzungserzeugung und Erholung ein. Bis 
zu  diesem  Zeitpunkt  werden  jedoch  im  Vergleich  zur  PBF-LB/M/316L-Variante  deutlich  höhere 
Kriechdehnungswerte erreicht (Abbildung 5-22) und mehr Zeit benötigt. 
Aus den in den vorigen Absätzen genannten Gründen, einschließlich der unterstützenden Literaturda-
ten und, da die mit der Zellstruktur verbundene Versetzungssubstruktur ein mikrostrukturelles Merk-
mal ist, das sich zwischen den beiden untersuchten Werkstoffvarianten erheblich unterscheidet, wird 
sie als der Hauptfaktor angesehen, der den Kriechverformungsmechanismus während der primären 
Kriechphase bestimmt. Die Ähnlichkeit der minimalen Kriechraten bei einigen Spannungsniveaus in 
Abbildung 6-3, z. B. bei 600 °C / 250 MPa und 650 °C / 200 MPa, deutet darauf hin, dass in beiden un-
tersuchten  Werkstoffvarianten  eine  ähnliche  Versetzungssubstruktur  erreicht  wird,  unter  der  An-
nahme, dass sich in der HR/316L-Variante eine Substruktur einstellt, wie von Takeuchi et al. beschrie-
ben wurde [259]. Die kleineren Spannungsexponenten (geringere Spannungsabhängigkeit der minima-
len Kriechrate) der PBF-LB/M/316L-Variante im Vergleich zur HR/316L-Variante stützen die Hypo-
these, dass die Versetzungssubstruktur den Hauptbeitrag zur minimalen Kriechrate und damit zur 
Kriechfestigkeit der PBF-LB/M/316L-Variante leistet. Eine weitere Bestätigung dieser Hypothese auf 
der Grundlage der Ergebnisse der unterbrochenen Versuche und der damit verbundenen TEM-Untersu-
chungen (siehe Abschnitte 5.9.1 und 5.9.2) wird im Abschnitt 6.4 vorgestellt. 
Abgesehen von der Versetzungssubstruktur wurden in der Literatur weitere Faktoren identifiziert, die 
den Kriechverformungsmechanismus in der konventionell hergestellten 316L(N)-Variante beeinflussen 
können. Diese Faktoren hängen in erster Linie mit der Chemie und den Phasen des Materials zusam-
men und decken sich größtenteils mit den für das LCF-Verhalten genannten Faktoren. Dazu gehören 
die Stapelfehlerenergie (SFE), der N- und C-Gehalt und das Vorhandensein von Delta-Ferrit. In dieser 
Arbeit  haben  beide  Materialien  nahezu  den  gleichen  C-Gehalt  (siehe  Tabelle  4-1),  und  die  PBF-
LB/M/316L-Variante weist kein Delta-Ferrit auf. Daher wird davon ausgegangen, dass sie für die Un-
terschiede im Kriechverformungsverhalten nicht verantwortlich sind. Die Anwesenheit von Stickstoff 
kann die Dauer der primären und sekundären Kriechphasen verlängern. Dabei können bereits geringe 
Unterschiede von ca. 0,04 % eine Rolle spielen (für Details siehe z. B. [48-51, 260-262]). In dieser Studie 
weist die PBF-LB/M/316L-Variante mit 0,077 Gew.- % N einen höheren N-Gehalt auf als die HR/316L-
Variante mit 0,045 % N, und dennoch sind die primären und sekundären Kriechphasen kürzer. Diese 

6 Diskussion 
 
112 
 
Beobachtung deutet darauf hin, dass Stickstoff in dieser Studie keine wesentliche Rolle bei der Be-
stimmung des unterschiedlichen Kriechverformungsverhaltens spielt. 
Es wird allgemein angenommen, dass die SFE ein wichtiger Parameter ist, der das Hochtemperatur-
Verformungsverhalten (Kriechen) von metallischen Werkstoffen beeinflusst. Sherby und Burke [263] 
beschreiben diese Korrelation auf qualitative Weise. Bei kleineren SFE-Werten, vergrößert sich der Ab-
stand zwischen Teilversetzungen, da es einfacher ist, den Stapelfehler zwischen den Teilversetzungen 
zu erzeugen. Die weit ausgedehnten Versetzungen haben dann Schwierigkeiten zu klettern, denn die 
Teilversetzungen müssen sich erst verbinden, bevor ein Klettern möglich wird. Je weiter die Teilverset-
zungen voneinander entfernt sind, desto schwieriger ist der Erholungsprozess, so dass sich die Kriech-
rate proportional dazu verringert. Die erhöhte Schwierigkeit des Erholungsprozesses führt potenziell 
zu einer längeren Dauer der primären und sekundären Kriechphasen [263]. Diese Interpretationen sind 
jedoch mit Vorsicht zu genießen, da bei höheren Temperaturen, bei denen das Kriechen auftritt, der 
scheinbare Wert der SFE ansteigt und eine Korrelation zwischen der Hochtemperatur-Kriechrate und 
der bei Raumtemperatur ermittelten SFE von Legierungen fraglich ist, siehe [257]. 
Die geringere SFE der HR/316L-Variante kann also möglicherweise eine weitere Ursache für die längere 
Dauer der primären und sekundären Kriechphasen sein. Umgekehrt kann die höhere SFE der  PBF-
LB/M/316L-Variante, zusätzlich zu der zellulären Struktur, als mögliche sekundäre Ursache für die kür-
zeren primären und sekundären Kriechphasen im Vergleich zur HR/316L-Variante angesehen werden, 
vorausgesetzt, dass die SFE der HR/316L-Variante bei den Prüftemperaturen niedriger bleibt als die 
der PBF-LB/M/316L-Variante. 
Bisher hat sich die Diskussion auf die Kriechverformung fokussiert, die während des primären und se-
kundären Kriechens stattfindet, sowie auf die dazu gehörigen Verformungsvorgänge, welche die mini-
male Kriechrate sowie die Dauer dieser Stadien und die darin entwickelte Kriechdehnung bestimmen. 
Kriechverformung findet aber auch während der tertiären Phase statt, wobei die generelle Annahme 
ist, dass sie sich hauptsächlich durch Schädigungsphänomene entwickelt [264], was anhand der bisher 
dargestellten Ergebnisse (siehe Abschnitt 6.3.2.2) der Fall zu sein scheint. Im Folgenden werden mög-
liche Einflussfaktoren auf die Kriechdehnung in dieser Kriechphase diskutiert. 
Die Entwicklung der Textur (vgl. Abbildung 5-3, Abbildung 5-37) hängt mit der Kriechduktilität zusam-
men. Bei der HR/316L-Variante korreliert die höhere Kriechdehnung gut mit einer ausgeprägteren Ent-
wicklung der Textur. Die Kriechverformung verursacht eine Umordnung der Kornorientierung, welche 
wiederum eine Entwicklung der Textur als Folge hat. Bei der PBF-LB/M/316L-Variante hingegen än-
derten sich die Hauptkomponenten der Textur nicht. Die Umordnung der Kornorientierung ist für die 
Kriechverformung in diesem Fall weniger relevant. Eine experimentelle Korrelation zwischen größeren 
Dehnungen  und  einer  stärkeren  Texturentwicklung  wurde  für  PBF-LB/M/316L  in  der  Arbeit  von 
Dryepondt et al. [32] festgestellt. Allerdings führten die Autoren keine Kriechversuche, sondern Zug-
versuche bei Raum- und Hochtemperatur durch. Dabei wiesen alle verformten Proben eine starke {001} 
und  {111}-Fasertextur auf;  ein  bekanntes  Verhalten für  kfz-Systeme  unter Zugbeanspruchung, das 
durch Verformung durch Gleiten dominiert wird [32, 155] und welche auch bei der in dieser Studie un-
tersuchten HR/316L-Variante beobachtet wurde (siehe Abbildung 5-37b). 
Die Entwicklung der kumulierten Häufigkeit der korrelativen Missorientierungen, welche exemplarisch 
unter Kriechbelastung bei 600 °C / 225 MPa post-mortem untersucht wurde (siehe Abbildung 6-4), 
könnte auch mit dem Verformungsverhalten zusammenhängen. Im unverformten Gewindebereich ist 
eine leichte Zunahme der kumulierten Häufigkeit der korrelativen Missorientierungen festzustellen, 
welche aber noch im Bereich der Streuung liegt. Im verformten Bereich steigt sie um über 0,1 an und 
somit ähnlich zu dem Fall LCF bei 600 °C / 1,6 % und zur HR/316L-Variante nach Kriechbelastung. Die 
Zunahme des Anteils der kumulierten Häufigkeit der korrelativen Missorientierungen korreliert mit den 
entwickelten Kriechdehnungen und über die Gitterverzerrung aufgrund plastischer Verformung hinaus 

6 Diskussion 
 
113 
 
könnte  sie  auf  eine  Zunahme  des  Anteils  an  LAGBs  hindeuten,  was  bisher  in  der  Literatur  nicht 
berichtet wurde. 
Außerdem könnten die duktilen und spröden Merkmale auf der Bruchfläche Hinweise darauf liefern, 
dass sich die verschiedenen Bereiche der Mikrostruktur wie in einem Verbundwerkstoff unterschiedlich 
stark verformen. Dies ist plausibel, da die lokalen Erstarrungsbedingungen des PBF-LB-Prozesses eine 
lokale Variation der relativen Ausrichtung der gerichteten Zellen und damit möglicherweise eine lokale 
Verteilung der Gleitsysteme (und damit des Schmid-Faktors) relativ zur Belastungsrichtung bewirken. 
Das eher duktil aussehende Bruchbild in den interkolumnaren Bereichen (Abbildung 5-33) könnte also 
darauf  hindeuten,  dass  sich  in  diesen  Bereichen  während  des  Kriechversuchs  mehr  Verformung 
entwickelt  (Abbildung  5-32  und  Abbildung  5-33).  Nach  dieser  Hypothese  würden  sich  die 
interkolumnaren Bereiche verformen, wenn sich die Mikrorisse in den kolumnaren Bereichen zu öffnen 
beginnen, um die Verformung auszugleichen, die überwiegend durch die Rissöffnung verursacht wird. 
Dieser Hypothese wurde nachgegangen, indem ausgewählte EBSD-Messungen vor und nach Belastung 
sowohl im Kopf als auch im verformten Bereich der Kriechprobe durchgeführt und verglichen wurden. 
Es wurden die Schmid-Faktorenkarten (Ergebnisse nicht gezeigt), und die KAM-Winkel-Karten (engl. 
Kernel Average Misorientation) mit einem Kernel von 3 x 3 ausgewertet. Eine KAM-Winkelkarte zeigt 
für jeden Punkt den Mittelwert der Missorientierungswinkel, die aus den Missorientierungen zwischen 
dem gegebenen Kartenpunkt und der benachbarten Punkte berechnet werden [250]. Sie stellt eine 
häufig verwendete Art der Visualisierung der korrelierten Missorientierung mittels EBSD dar, was eine 
Möglichkeit zur Charakterisierung der lokalen Verformung in kristallinen Materialien darstellt. 
Jede der Messstellen hatte Missorientierungen, die für die Textur des Materials repräsentativ waren 
({110}  in  Last-/Aufbaurichtung  und  {001}  in  Richtung  der  Scanvektoren;  {001}  überwiegend  in  den 
interkolumnaren  Bereichen).  In  dem  verformten  Bereich  wurden  ein  bis  zwei  Messungen  mit 
unterschiedlicher Orientierung durchgeführt. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen lassen sich wie 
folgt  zusammenfassen:  (i)  der  Schmid-Faktor  ist  gleichmäßig  zwischen  kolumnaren  und 
interkolumnaren Bereichen verteilt und (ii) die KAM-Winkel-Werte sind nicht lokalisiert, was auf einen 
vergleichbaren Beitrag zur Gesamtverformung zwischen interkolumnaren und kolumnaren Bereichen 
hindeutet. Punkt (ii) impliziert, dass die duktilen Merkmale, die auf der Bruchfläche zu sehen sind, zwar 
mit  der  lokalen  Ausrichtung  der  Zellstruktur  korrelieren, aber  nicht  unbedingt  mit  einer  stärkeren 
Verformung in diesen Regionen einhergehen. 
Abbildung  6-5  zeigt  ausgewählte  Ergebnisse  dieser  Studie.  Dabei  handelt  es  sich  um  KAM-
Winkelkarten des Ausgangszustands (Abbildung 6-5a) und aus zwei unterschiedlichen Bereichen des 
metallographischen  Schliffes  der  untersuchten  gebrochenen  Kriechprobe  (Prüfparameter 
600 °C / 225 MPa):  Gewindebereich  (Abbildung  6-5b)  und  Bereich  in  unmittelbarer  Nähe  der 
Bruchkante (Abbildung 6-5c). Nach dem Kriechversuch sind die KAM-Winkel-Werte im Gewindebereich, 
der nahezu ausschließlich thermisch belastet wird, qualitativ betrachtet insgesamt geringer als im 
Ausgangszustand  (die  KAM-Winkelkarte  erscheint  insgesamt  blauer),  was  vermutlich  auf 
Erholungsprozesse  zurückzuführen  ist.  Hingegen  sind  die  KAM-Winkel-Werte  im  Bereich  nah  der 
Bruchkante  insgesamt  höher,  was  auf  der  durch  das  Kriechen  verursachten  Verformung  liegt. 
Außerdem kann man in Abbildung 6-5 erkennen, dass nach der Kriechverformung die KAM-Winkel-
Werte homogen verteilt sind, was wie oben unter Punkt (ii) erwähnt auf einen ähnlichen Beitrag zur 
Gesamtverformung der interkolumnaren (IR) und kolumnaren Bereichen hindeutet. Die Ergebnisse der 
EBSD-Messungen deuten damit auf eine eher homogen verteilte Verformung hin, was im Gegensatz 
zu der ursprünglichen Hypothese eines Verbundwerkstoff-ähnlichen Verhaltens steht. Die Ursache der 
unterschiedlich aussehenden Bruchbilder (kolumnare vs. interkolumnare Bereiche) scheint also nicht 
mit dem Verformungsverhalten zusammenzuhängen und wird im Abschnitt 6.3.2.2 in Zusammenhang 
mit dem Schädigungsverhalten weiter diskutiert. 

6 Diskussion

114

Abbildung 6-5. KAM-Winkelkarten zur Untersuchung des Verformungsverhalten beim Kriechen bei

600 °C / 225 MPa des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (100 µm2 x 75 µm2, 97,7 nm

Pixelgröße). a) Ausgangszustand, b) Gewindebereich, c) Bereich in unmittelbarer Nähe des Bruchs. Z

(horizontal liegend) entspricht der Last- und Aufbaurichtung. IR: interkolumnarer Bereich.

6.3.2 Schädigungsverhalten

6.3.2.1 LCF

Das Versagensbild unter LCF-Belastung wurde im Abschnitt 5.8.2 ausführlich charakterisiert. Im Ge-

gensatz zur vorhandenen Literatur spielen Gasporosität, Bindefehler [14, 16] oder nichtleitende Aus-

scheidungen [104] keine entscheidende Rolle bei Rissinitiierung und -ausbreitung. Darüber hinaus ist

bei der PBF-LB/M/316L-Variante das Versagensbild meist durch Bruchflächen mit ausgeprägter Topo-

grafie gekennzeichnet. Mehrfache Rissinitiierung und stufenartige Übergangsbereiche (TZs) wurden

außerdem oft festgestellt. Die Rissbildung erfolgt bei beiden Materialvarianten bei allen Prüftempera-

turen überwiegend auf der Probenoberfläche. Dies passiert bei Raumtemperatur überwiegend an Gleit-

bändern (häufiger bei der PBF-LB/M/316L-Variante als bei der HR/316L-Variante) oder mit ansteigen-

der Prüftemperatur an den Korngrenzen (interkristalline Schädigung). Bei 600 °C spielen die Cr-,

Mo- Verarmung an HAGBs und Oxidationsprozesse eine Rolle. Die Rissausbreitung ist bei beiden Werk-

stoffvarianten und allen Prüftemperaturen überwiegend transkristallin. Bei der PBF-LB/M/316L-Vari-

ante bei 600 °C gibt es aber auch Bereiche interkristalliner Rissausbreitung, insbesondere bei den nied-

rigsten Dehnungsschwingbreiten. In Übereinstimmung mit der Literatur [14, 16] sind die Übergangsle-

bensdauer, 𝑁𝑇, bei der PBF-LB/M/316L-Variante kürzer im Vergleich zur HR/316L-Variante (siehe Ab-

bildung 5-17a und b), was mit der höheren Dehngrenze und der geringeren Duktilität (siehe Abbildung

5-10) korreliert, wie von Chen et al. hervorgehoben wurde [16]. Die Hauptschädigungsmechanismen

(mehrfache Rissbildung an Gleitbändern bei Raumtemperatur und interkristalline Rissbildung bei er-

höhten Temperaturen) könnten daher in erster Linie mit der elastischen Komponente der Verformung

zusammenhängen.

Im Folgenden wird zunächst der Zusammenhang zwischen ausgewählten Versagensmerkmalen und

der Mikrostruktur diskutiert. Danach wird auf den Versagensablauf hinsichtlich der Mechanismen der

Rissbildung und -ausbreitung eingegangen.

Insgesamt scheint das Versagensbild der PBF-LB/M/316L-Variante in ausgewählten Aspekten stark

mit der hierarchischen Natur der Mikrostruktur zusammenzuhängen. Dies betrifft (i) die feinen bahn-

artigen Merkmale, feine stufenartige Streifen und Waben auf der Bruchfläche (siehe Abbildung 5-29,

Abbildung 5-29f und Abbildung 5-29c), (ii) die Rissausbreitung, (iii) die stufenartigen Übergangsberei-

che (TZs), (iv) die Querrisse und (v) das Auftreten mehrfacher Rissinitiierung.

Die feinen bahnartigen Merkmale, die neben Schwingstreifen in der Nähe von Rissinitiierungsstellen

festzustellen sind (siehe Abbildung 5-29a, schwarze Pfeile) entstehen vermutlich aus der Wechselwir-

kung des Risses mit der gerichteten Zellstruktur, indem die Schwingstreifen in Richtung des Riss-

wachstums unabhängig von der lokalen Orientierung der länglichen Zellen verlaufen. Die feinen stu-

6 Diskussion 
 
115 
 
fenartigen Streifen (siehe Abbildung 5-29f), welche sich bei der Rissausbreitung bilden und nicht un-
bedingt Schwingstreifen oder auffällige große Streifen [231] darstellen, sowie die sehr feinen Waben 
(Abbildung 5-29c) stehen vermutlich ebenfalls im Zusammenhang mit der gerichteten Zellstruktur. 
Wenn sich der Riss ausbreitet, interagiert er mit der gerichteten Zellstruktur. Die länglichen Zellen sind 
lokal unterschiedlich ausgerichtet. Wenn die Rissfront parallel zur Längsachse der gerichteten Zellen 
verläuft, bilden sich feine Streifen (allerdings keine Schwingstreifen) und, wenn sie senkrecht bzw. eher 
senkrecht dazu verläuft, bilden sich feine Waben. Weitere dedizierte fraktografische und metallogra-
phische Untersuchungen könnten diese Hypothesen bestätigen, waren im Rahmen dieser Arbeit aber 
nicht möglich. 
Die stufenartigen Übergangsbereiche (TZs) und die Querrisse wurden bereits in der Literatur beobach-
tet (siehe Abschnitt 2.3.2) und als „in mehreren Ebenen verlaufende Risse“ bezeichnet. In der Studie 
von Chen et al. [16] wurde die Bildung von TZs, an denen der vorliegenden Studie nach vermutlich kon-
kurrierend wachsende Risse zusammentreffen, mit der Kornmorphologie korreliert. Sie argumentier-
ten, dass Risse bei ihrer Ausbreitung über die langgestreckten Körner klettern müssen. Die Tatsache, 
dass in der vorliegenden Studie diese Art der Rissausbreitung auch bei der HR/316L-Variante stattfin-
det, stellt diese Interpretation in Frage. Querrisse, welche an interkolumnaren Regionen und vor allem 
bei 600 °C festgestellt wurden, könnten entweder durch die lokale Orientierung der Gleitbänder bzw. 
der Korngrenzen oder durch die lokale Spannungskonzentration zwischen zwei vorhandenen Rissen an 
unterschiedlichen Positionen in Längsrichtung verursacht werden und ebenfalls zur Bildung von TZs 
beitragen. Diese Interpretation steht aktuellen Literaturberichten entgegen, wo sie auf Bindefehler, 
Poren oder Risse, die von Ebenen unterhalb der Bruchfläche ausgehen, zurückgeführt wurden [14, 16]. 
Die bei der PBF-LB/M/316L-Variante stattfindende mehrfache Rissinitiierung wurde bereits von ande-
ren Autoren berichtet [14,  16, 104], und sowohl bei Raumtemperatur als auch bei Hochtemperatur 
hauptsächlich mit Porosität korreliert; bei Hochtemperatur aber auch mit Oxidationsprozessen. Der in 
dieser Arbeit untersuchte PBF-LB/M/316L-Werkstoff ist nahezu defektfrei (Porosität weniger als 0,01 
%), was eine Bewertung der Mechanismen der Rissbildung ohne großen Einfluss von Porosität und 
Bindefehler ermöglicht. Die Rissbildung bei Raumtemperatur ist vorwiegend mit der Bildung von Gleit-
bändern, bei 600 °C mit interkristalliner Schädigung und bei 400 °C mit einer Mischung aus beiden Me-
chanismen verbunden und ihr Erscheinungsbild unterscheidet sich von dem der HR/316L-Variante, was 
auf  eine  Abhängigkeit  von  der  Mikrostruktur  und  damit  verbundenen  Verformungsmechanismen 
(siehe Abschnitt 6.3.1.1) hindeutet. Bei der PBF-LB/M/316L-Variante können sich Gleitbänder vor allem 
bei Raumtemperatur und kleineren Dehnungsschwingbreiten offensichtlich einfacher bilden und sind 
im Probenvolumen eher homogen verteilt als bei der HR/316L-Variante. Mit ansteigender Prüftempe-
ratur ist die Rissbildung an Korngrenzen relevanter und es entstehen wenigere Gleitbänder. Da die 
Rissbildung an Korngrenzen bei 600 °C weniger oft als die Entstehung von und Rissbildung an Gleit-
bändern bei Raumtemperatur stattfindet ist die mehrfache Rissbildung bei 600 °C weniger ausge-
prägt. 
Der allgemeine Versagensablauf bei Ermüdungsbelastung wird z. B. in [265] erläutert und besteht im 
Allgemeinen aus (i) der Schädigung der Mikrostruktur in einer rissfreien Ermüdungsphase (Rissbil-
dung), (ii) dem Stadium I bzw. Kurzrissausbreitung, bei dem eine exakte Trennung von Rissbildung und 
-ausbreitung eher nicht möglich ist und die Mikrostruktur einen großen Einfluss hat, (iii) dem Stadium 
II bzw. stabiler Langrissausbreitung und (iv) dem Versagen durch instabiles Risswachstum (Restbruch). 
Die durch die Versetzungsbewegung bestimmten Phänomene der Ver- oder Entfestigung finden oft 
während der Rissinitiierungs- und Kurzrissausbreitungsphasen (i bzw. ii) statt. Die Anteile der einzel-
nen  Phasen  an  der  Gesamtlebensdauer  sind  von  der  Bauteilgeometrie,  Beanspruchungshöhe  und 
Werkstoffzustand abhängig und es existiert in der Regel keine unmittelbare Korrelation mit dem Anteil 
der davon betroffenen Fläche an der Bruchfläche. Generell gilt aber, dass bei HCF der Rissbildungsvor-

6 Diskussion 
 
116 
 
gang einen Großteil der Gesamtlebensdauer einnimmt und bei LCF hingegen, wobei starke Plastifizie-
rung auftritt, die Anrisse bereits nach wenigen Lastwechseln gebildet werden und die Lebensdauer 
dann durch die Rissausbreitungsphase bestimmt wird. 
Der Stickstoffgehalt, die Stapelfehlerenergie (SFE), der E-Modul, und die Textur können die Rissbil-
dung und -ausbreitung beeinflussen [47, 265]. Die Dehnungslokalisierung nimmt mit zunehmendem 
Stickstoffgehalt zu, was zu einer gleichzeitigen Zunahme der Dichte der Gleitbänder in Verbindung mit 
einer Abnahme des Abstands zwischen diesen führt [47]. Der höhere Stickstoffgehalt bei der PBF-
LB/M/316L-Variante im Vergleich zur HR/316L-Variante (0,077 vs. 0,045 Gew.- %) könnte ein Grund 
für die einfachere Bildung von Gleitbändern bei der PBF-LB/M/316L-Variante gegenüber der HR/316L-
Variante sein. Die höhere Stapelfehlerenergie (SFE) und der geringere E-Modul der PBF-LB/M/316L-
Variante können die Rissbildung und Rissausbreitung begünstigen [265]. Der Effekt der Textur lässt 
sich anhand des theoretischen Schmid-Faktors der {111} (Gleit-)Ebene der kfz elementare Zellen ein-
schätzen. Dabei kann die Textur der beiden Werkstoffvarianten berücksichtigt (siehe Polfiguren in Ab-
bildung 5-3c) werden, indem man für die Bestimmung des Schmidt-Faktors die Orientierung berück-
sichtigt, welche am häufigsten auf der Ebene senkrecht zur Aufbau- und Lastrichtung vorkommt. Also 
wird  bei  der  HR/316L-Variante  der  Schmid-Faktor  für  <001>  Orientierungen  und  bei  der  PBF-
LB/M/316L-Variante für die <110> Orientierungen ermittelt. Daraus ergeben sich Schmid-Faktoren von 
ca. 0,47 für die HR/316L-Variante bzw. von ca. 0,43 für die PBF-LB/M/316L-Variante. Der Schmid-Fak-
tor der PBF-LB/M/316L-Variante ist zwar geringer, dennoch ist die Textur insgesamt etwa doppelt so 
hoch, was für die einfachere Bildung von Gleitbänder spricht. 
Der Gleitcharakter, welcher im Abschnitt 6.3.1.1 in Zusammenhang mit dem Verformungsverhalten be-
handelt wurde, kann ebenfalls die Anrissbildung und das Kurzrisswachstum beeinflussen [265]. Im All-
gemeinen bleiben bei planarem Gleitcharakter die Versetzungen in der Gleitebene und die Anrisse brei-
ten sich bevorzugt parallel zur Gleitebene aus. Bei welligem Gleitcharakter sind die Versetzungen nicht 
mehr streng an die Gleitebene gebunden und die Verformung kann daher homogener erfolgen, was die 
Bildung von zur Lastrichtung senkrechten Risse fördert. Die PBF-LB/M/316L-Variante hat bei Raum-
temperatur einen eher planaren und bei 600 °C einen eher welligen Gleitcharakter (siehe Abschnitt 
6.3.1.1). Dieser Wechsel des Gleitcharakters in Abhängigkeit von der Prüftemperatur stellt eine mögli-
che Erklärung für das reduzierte Auftreten von Gleitbändern bei Hochtemperatur dar. Daher erklärt sich 
zum Teil auch der entsprechend unterschiedliche Schädigungsmechanismus. Außerdem kann möglich-
erweise eine Porenbildung an Korngrenzen durch z. B. spannungskontrollierte Konzentration von Leer-
stellen oder Korngrenzengleiten stattfinden und zur Rissbildung beitragen, wodurch die Trennfestig-
keit der Korngrenzen reduziert wird, siehe [265]. 
Die Rissausbreitung der PBF-LB/M/316L-Variante wurde anhand von metallographischen Schliffen 
weiter untersucht. Ausgewählte Ergebnisse dieser Studie sind in Abbildung 6-6 zu sehen. Abbildung 
6-6a bis c zeigen Ergebnisse der bei Raumtemperatur und Abbildung 6-6d bis f der bei 600 °C geprüften 
und  nachuntersuchten  PBF-LB/M/316L-Proben. Beide  Proben  wurden bei  1,6 %  Dehnungsschwing-
breite geprüft. Es werden REM-RE-Abbildungen (a, d), Phasenkarten (b, e) und Kornverteilungskarten 
(c, f) dargestellt. Bei den REM-RE-Abbildungen sind Nebenrisse mit Verzweigungen (schwarz) zu er-
kennen. Bei der bei Raumtemperatur geprüften Probe liegt die untersuchte Region in der Messlänge 
und bei der bei 600 °C geprüften Probe an der Bruchfläche. 

6 Diskussion

117

Abbildung 6-6. Rissausbreitung beim HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante. a), b) und c)

Raumtemperatur. d), e), und f) 600 °C. a), d) REM-RE-Abbildungen, b), e) Phasenkarten. c, f) Kornver-

teilungskarten.

In den Phasenkarten (Abbildung 6-6b und e) konnten bei der bei Raumtemperatur geprüften Probe

(Abbildung 6-6b) die krz-Kristallstruktur (rot) und bei der bei 600 °C geprüften Probe Fe2O3 Eisenoxid

(blau) indiziert werden. Bei den roten krz-Stellen handelt es sich vermutlich um Martensit, welcher sich

in Zusammenhang mit der Rissausbreitung durch die Spannungsüberhöhung an der Rissspitze gebil-

det hat. Die verformungsinduzierte Bildung von Martensit ist bei der konventionell hergestellten 316L-

Variante ein aus der Literatur bekanntes Phänomen [43]. Austenitische Stähle sind metastabil und ihre

γ → α‘ Phasenumwandlung durch mechanische Verformung findet im Temperaturbereich Ms - Md

statt, wobei Ms die Martensitumwandlungstemperatur beim Abkühlen und Md die maximale Tempera-

tur ist, bei der die Umwandlung durch mechanische Belastung induziert werden kann (100 °C laut

Baudry und Pineau für Fe-18Cr-6,5Ni-0,19C nichtrostenden Stahl [266]) [25, 43, 266, 267]. Es liegt die

Vermutung nahe, dass die Bildung von verformungsinduziertem Martensit bei der PBF-LB/M/316L-

Variante zu zwei konkurrierenden Effekten führt. Einerseits bewirkt sie eine lokale Versprödung an der

Rissspitze, wodurch die Rissausbreitung gefördert wird und andererseits eine Hemmung der Rissaus-

breitung durch ein Rissschließen, das durch eine aufgrund der Phasenumwandlung verursachte Volu-

menänderung zustande kommt. Dieses Ergebnis deckt sich mit dem Ergebnis von Ganesh et al. [268],

die bei Rissfortschrittversuchen an PBF-LB/M/316L ebenfalls Martensit an der Rissspitze festgestellt

haben. Schließlich wurde in der vorliegenden Studie kein Martensit im Volumen festgestellt, sondern

nur in der Nähe des Risses, was die Argumentation von Yu et al. [104] unterstützt, dass die Bildung

von verformungsinduziertem Martensit aufgrund des Zusammensetzungsunterschieds und der Zell-

struktur unterdrückt wird. Deshalb wird angenommen, dass ausschließlich die Rissausbreitung und

nicht das Wechselverformungsverhalten von der Martensitbildung beeinflusst wird. Bei 600 °C stimmt

der Nachweis von Fe2O3 Eisenoxid an der untersuchten Probe (Abbildung 6-6e) mit den Beobachtungen

auf den Mantel- und Bruchflächen überein (siehe Abbildung 5-30b) und bestätigt, dass in Abwesenheit

von Rissinitiierung an Defekten die Oxidation eine entscheidende Rolle bei der Rissausbreitung bei die-

ser Temperatur spielt. Wie in dem Fall bei Raumtemperatur bei der Martensitbildung bewirkt die Oxi-

dation zwei konkurrierende Effekte. Diese sind in diesem Fall ein Rissschließeffekt aufgrund des zu-

sätzlich entstehenden Materials und eine Begünstigung der Rissausbreitung durch Versprödung an der

Rissspitze.

Anhand der Kornverteilungskarten (engl. Grain Maps) in Abbildung 6-6c und f wurde die Sub-

korn-Struktur untersucht. Abbildung 6-6c entspricht der Untersuchung der bei Raumtemperatur ge-

6 Diskussion 
 
118 
 
prüften Probe und Abbildung 6-6f der der bei 600 °C geprüften Probe. Der Grenzwert für den Missori-
entierungswinkel beträgt 1°, so dass Subkorngrenzen erfasst werden (siehe Abschnitt 5.1.1). Die Farb-
gebung dient nur zur getrennten Darstellung von Körnern und ist unabhängig von Phasen, Korngröße 
oder Orientierung. In beiden Fällen zeigt sich, dass es in der Nähe der Risspfade viele Subkorngrenzen 
(SGB) gibt. Die Rissausbreitung korreliert also mit der Entstehung von Subkorngrenzen und insgesamt 
scheinen sich während der Rissausbreitung sowohl bei Raumtemperatur als auch bei 600 °C zusätzli-
che Subkörner zu bilden. Soweit dem Autor bekannt ist, wurde über die Bildung von Subkörnern in Ver-
bindung mit der Rissausbreitung bei LCF-Belastung an metallischen Werkstoffen bisher noch nicht be-
richtet. Nichtdestotrotz gibt es Phänomene, welche mit einer ähnlichen Entwicklung der Mikrostruktur 
verbunden sind und Hinweise auf den zugrundeliegenden Mechanismus liefern können. In [269-271] 
wird  über  Mikrorekristallisation  (engl.  micro-recrystallization)  bei  Hochtemperaturverformung  von 
316LN berichtet. Die Mikrorekristallisation findet während der plastischen Verformung bei Zugbelas-
tung bei hoher Temperatur statt und nimmt mit ansteigender Verformung, Prüftemperatur und Dehn-
rate zu. Dabei werden Subkörner durch Polygonisation von Versetzungen gebildet [270]. In [272, 273] 
wird über die Subkornbildung bei einem ferritischen Stahl bei Ermüdungsbelastung berichtet und als 
ein „aktiver Rissverhinderungsmechanismus“ bezeichnet. Die Mikrorekristallisation bzw. Subkornbil-
dung kann ebenfalls zwei konkurrierende Effekte bewirken. Auf der einen Seite fördert sie das Riss-
wachstum, denn die plastische Zone an der Rissspitze ist über mehrere Körner verteilt und homogeni-
siert daher zunehmend die Gleitverteilung. Auf der anderen Seite erzeugen die dadurch gebildeten 
Korn-  und  Subkorngrenzen  eine  lokale  Verstärkungswirkung, welche  die  treibende Kraft  des  Riss-
wachstums zerstreut, was zum Bremsen des Risswachstums und zu Rissverzweigungen führt [269, 
273]. Bei VHCF-Belastung (engl. Very-High-Cycle-Fatigue) bildet sich bekanntlich eine feinkörnige Zone 
in der Regel an Einschlüssen [274]. Die Bildung dieser Zone beginnt in der frühen Phase der Ermü-
dungslebensdauer [275] und nimmt den größten Teil der Gesamtlebensdauer ein. Zu den möglichen 
Bildungsmechanismen  gehören  Polygonisation  an  Einschlüssen,  an  denen  viele  feine  Subkörner 
(LAGBs)  mit  unterschiedlichen  Kristallorientierungen  entstehen  können  [276] und  kontinuierliche 
Kornfeinung (HAGBs) stattfinden kann [277]. 
6.3.2.2 Kriechen 
Nach allgemeinem Verständnis bestimmt der Kriechschädigungsmechanismus die sekundären und 
tertiären Kriechphasen [278]. In der Tat können während des sekundären Kriechens bereits die Mecha-
nismen auftreten, die zur Bildung von Schädigung führen und das Einsetzen des tertiären Kriechens 
verursachen. Das Einsetzen des tertiären Kriechens stellt den Beginn der Bedingungen dar, die zum 
Bruch führen, und ist ein Anzeichen dafür, dass sich langsam aber kontinuierlich Hohlräume oder Risse 
im Material bilden [279]. Die Mikrorisse, die vor allem in den kolumnaren Bereichen vorhanden sind, 
spielen eine wichtige Rolle für das meist interkristalline Versagen der PBF-LB/M/316L-Variante, wie 
aus den Bruchflächen und metallographischen Schliffen in Abbildung 5-32, Abbildung 5-33 und Abbil-
dung 5-34 ersichtlich ist. Die duktilen Brucheigenschaften in den interkolumnaren Bereichen (siehe Ab-
bildung 5-33) tragen in geringerem Maß dazu bei. Somit bestimmen die Mikrorisse vermutlich die 
Dauer des tertiären Kriechens (Abbildung 5-21c) und teilweise auch die geringere Duktilität dieser Le-
gierung im Vergleich zur HR/316L-Variante (Abbildung 5-19a). Weitere Ergebnisse und Diskussionen zu 
dieser Hypothese beziehen sich auf das Verformungsverhalten und wurden daher im Abschnitt 6.3.1.2 
ausführlich behandelt. 
In den folgenden Absätzen werden zunächst die Art der Schädigung der beiden untersuchten Materia-
lien und anschließend die verschiedenen Faktoren oder Mechanismen erörtert, die zur Bildung der Mik-
rorisse bei der PBF-LB/M/316L-Variante beitragen können. 
Die Kriechschädigung des untersuchten HT450-Prüfkörpers ist durch die in Abbildung 5-32 und Abbil-
dung 5-34 dargestellten interkristallinen Mikrorisse gekennzeichnet, die sich entlang der Korngrenzen 
entwickeln. Der endgültige Bruch ist insgesamt hauptsächlich interkristallin. Diese Ergebnisse stehen 

6 Diskussion 
 
119 
 
im Gegensatz zu den Ergebnissen von Williams et al. [119] und stimmen mit der Arbeit von Li et al. [178] 
überein, wenn man die unterschiedlichen Kornmorphologien außer Acht lässt. In der in der vorliegenden 
Studie untersuchten nahezu defektfreien PBF-LB/M/316L-Variante (Porosität unter 0,01 %) haben 
Gasporen keine Rolle für das Kriechschädigungsverhalten gespielt und nicht mit der Mikrorissbildung 
interagiert oder diese verstärkt. Weitere Details hierzu sind in [217] zu finden. Dies ermöglichte es, das 
Gefüge in Richtung des Kriechschädigungsverhaltens ohne Berücksichtigung von Porosität und Binde-
fehler zu bewerten. Die in Abbildung 5-32 und Abbildung 5-34 dargestellten XCT- und Lichtmikrosko-
pie-Ergebnisse zeigen, dass die Mikrorisse bei dem PBF-LB/M/316L-Prüfkörper hauptsächlich an den 
Korngrenzen auftreten, die entweder 45° zur Belastungsrichtung, dem theoretischen Bereich maxima-
ler Schubspannung, oder senkrecht dazu ausgerichtet sind. Dies unterscheidet sich geringfügig von den 
Ergebnissen von Williams et al. [119], wo Kriechschädigung an Korngrenzen beobachtet wurde, die so-
wohl senkrecht als auch nahezu parallel zur Aufbaurichtung orientiert waren. Im Gegensatz zum PBF-
LB/M/316L-Prüfkörper ist der untersuchte HR/316L-Prüfkörper durch einen duktilen transkristallinen 
Bruch gekennzeichnet, der für Kriechversuche bei hohen Prüfspannungen nahe der Warmzugfestigkeit 
typisch ist [264], und der Bruch erfolgt mit deutlicher Einschnürung. 
Die große Anzahl ungünstig orientierter Korngrenzen ist offensichtlich einer der Aspekte, die die inter-
kristalline Kriechschädigung der PBF-LB/M/316L-Variante beschleunigen können, da die ungünstige 
Orientierung der Korngrenzen bekanntermaßen das Kriechschädigungsverhalten beeinträchtigt [53]. 
Wie aus Abbildung 5-1 und Abbildung 5-35 hervorgeht, weist jedoch auch die HR/316L-Variante einen 
großen Anteil an ungünstig orientierten Korngrenzen auf und hat dennoch eine deutlich geringere in-
terkristalline Kriechschädigung. Unterschiedliche Kriechverformungs- und Kriechschädigungsmecha-
nismen könnten zur Erklärung beitragen: Wie aus den Ergebnissen der Kriechversuche (siehe Tabelle 
F1 im Anhang F, Abbildung 5-18, Abbildung 5-22) ersichtlich ist, kann sich die HR/316L-Variante bei der 
Kriechbeanspruchung stärker verformen, da sie im Ausgangszustand über ein höheres Verfestigungs-
vermögen verfügt, wie im Abschnitt 6.3.1.2 erörtert wurde. Außerdem bilden sich im Gegensatz zur 
PBF-LB/M/316L-Variante keine Mikrorisse an den Korngrenzen (siehe Abbildung 5-35 vs. Abbildung 
5-34), so dass sich die Körner vor dem Versagen stärker verformen können. 
Zusätzlich zu den ungünstig orientierten Körnern könnte das Auftreten der Ausscheidungen, vermut-
lich Karbide vom Typ M23C6, und die damit verbundene Cr- und Mo-Verarmung, wie in Abbildung 5-38 
(im Abschnitt 5.9.1.1) zu sehen ist, ein Prozess sein, der die Korngrenzen schwächt und somit ein wei-
terer auslösender und beschleunigender Faktor für die interkristalline Kriechschädigung ist. In der Tat 
gelten Korngrenzenausscheidungen als die bei weitem wichtigsten Rissbildungsstellen beim Kriechen 
von kriechfesten Legierungen [280]. Abgesehen vom Vorhandensein der Ausscheidungen an sich, kön-
nen  ihre  verschiedenen  Verteilungen  das  unterschiedliche  Kriechschädigungsverhalten  der  beiden 
Werkstoffvarianten verursachen. So wurde berichtet, dass bei der Bildung von Karbiden in austeniti-
schen nichtrostenden Stählen deren Dichte und der maximale Abstand zwischen ihnen eine Rolle für 
die verursachten Schäden spielen können [281]. In dieser Studie befanden sich die Ausscheidungen bei 
der PBF-LB/M/316L-Variante hauptsächlich an den Korngrenzen und waren im Allgemeinen viel kleiner 
und häufiger zu sehen als bei der HR/316L-Variante. 
Die kleinen Hohlräume, die gelegentlich entlang der Korngrenzen im As-Built- und HT450-Zustand 
(siehe Abbildung 5-3d) und häufiger in den gebrochenen Prüfkörpern in der Nähe der Rissspitzen und 
an den Korngrenzen (siehe Abbildung 5-38) beobachtet wurden, könnten ebenfalls eine Rolle bei der 
Rissbildung spielen. Bei diesen kleinen Hohlräumen kann es sich entweder um Gasporen (im Fall von 
Abbildung 5-3d) handeln, die als Rissinitiierungsstellen fungieren können, oder um runde Mikrorisse 
(r-Typ, r = round) oder Hohlräume in verschiedenen Entstehungszuständen (im Fall von Abbildung 
5-38). Die Bildung von Mikrorissen des r-Typs wird üblicherweise bei interkristallinen Kriechschädigun-

6 Diskussion 
 
120 
 
gen beobachtet [53, 282]. Diese Hohlräume können sich entweder durch die Ansammlung von Leer-
stellen unter einer effektiven Zugspannung oder durch eine Änderung der Bindungszustände im Ma-
terial bilden [261, 283]. 
Neben Mikrorissen des r-Typs werden bei interkristalliner Kriechschädigung in der Regel auch Mikro-
risse des w-Typs (w = wedge) beobachtet [53, 282] und ihre Entstehung könnte möglicherweise auch 
zur Bildung der bei der PBF-LB/M/316L-Variante beobachteten Mikrorisse beitragen. Die Relativbewe-
gungen der Körner entlang ihrer Korngrenzen verursachen Spannungskonzentrationen an Korngren-
zentripelpunkten, Korngrenzstufen und Korngrenzpartikeln [53]. Wenn diese Spannungen im Kornvo-
lumen nicht oder nur unvollständig abgebaut werden, kommt es an diesen Stellen zur Rissbildung. 
Ein weiterer Aspekt, der zur Kriechschädigung beiträgt, sind die Versetzungssubstruktur und die mit 
der Zellstruktur verbundenen Mikrosegregationen (Abbildung 5-2), welche zumindest im Zustand der 
Unterbrechung bei der minimalen Kriechrate noch vorhanden sind (siehe Abbildung 5-40). Die post-
mortem Untersuchungen in Abbildung 5-39 haben gezeigt, dass die Mikrosegregationen an den Zell-
grenzen auch nach den Kriechversuchen vorhanden sind. Obwohl die Versetzungssubstruktur nach dem 
Kriechen in der vorliegenden Arbeit nicht untersucht wurde, ist ihre Existenz wahrscheinlich, da Li et al. 
[178] ihre Existenz nach Kriechversuchen bei 550 °C und 650 °C nachgewiesen haben. Die Versetzungs-
struktur ähnelt einem quasi-vorverformten Zustand bei der PBF-LB/M/316L-Variante. Diesbezüglich 
wird in der Literatur [53] berichtet, dass eine Vorverformung bei Raumtemperatur die Bildung von 
Kriechschädigung begünstigt und der Anzahl an Hohlräumen erhöht. Die Mikrosegregation von Cr und 
Mo entlang der Zellwände kann den Ausscheidungsprozess an den Korngrenzen der PBF-LB/M/316L-
Variante im Vergleich zur HR/316L-Variante möglicherweise beschleunigen, beispielsweise wenn sich 
eine hohe Konzentration von Zellwänden zufällig in der Nähe oder genau an einer Korngrenze befindet. 
Sollte die Zellstruktur tatsächlich ein Faktor sein, der zur Kriechschädigung beiträgt, könnten die sehr 
kleinen Waben auf den interkristallinen Bereichen der Bruchflächen der Korngrenzen (Abbildung 5-33) 
damit in Verbindung stehen. Detaillierte TEM- und REM-Untersuchungen sollten helfen, diese Hypo-
these in weiteren Studien zu klären. 
Das  Kriechverformungsverhalten  kann  sich  auf  das  Kriechschädigungsverhalten  auswirken.  Eine 
unterschiedlich starke Kriechverformung in kolumnaren und interkolumnaren Bereichen könnte das 
Auftreten  von  Mikrorissen  an  den  Korngrenzen  in  den  beispielsweise  weniger  stark  verformten 
kolumnaren  Bereichen  beschleunigen.  Die  im  Abschnitt  6.3.1.2  dargestellten  Ergebnisse  aus 
weiterführenden  EBSD-Untersuchungen  deuten  jedoch  auf  eine  eher  homogene  Verformung  hin. 
Wenn dies der Fall ist, könnte das Auftreten von Rissen eher rasch gegen Ende der Kriechversuche 
stattfinden, was bedeuten würde, dass sie nicht wesentlich zur Gesamtkriechdehnung beitragen. Diese 
letzte Hypothese steht im Einklang mit den Ergebnissen von Ulbricht et al. [217], bei denen beim selben 
Werkstoff dieser Arbeit nach einer Unterbrechung während der tertiären Kriechphase keine Mikrorisse 
festgestellt  wurden.  Weitere  XCT-Untersuchungen  sind  notwendig,  um  den  zeitlichen  Verlauf  der 
Entwicklung der Mikrorisse zu erklären. 
Schließlich  scheint  die  Ursache  der  unterschiedlich  aussehenden  Bruchbilder  (kolumnare  vs. 
interkolumnare Bereiche) nicht mit dem Verformungsverhalten zusammenzuhängen und bei ähnlicher 
Temperatur unabhängig von Verformungsmechanismus und Belastungsart zu sein. Die in Abbildung 
5-30 dargestellten Ergebnisse des bei 600 °C / 0,4 % durchgeführten LCF-Versuchs unterstützen dies, 
da die Bruchfläche in Abbildung 5-30c und d neben den Merkmalen des Ermüdungsversagens auch 
Bereiche enthält, die dem Kriechversagen in Abbildung 5-33 ähneln. Daher liegt die Vermutung nahe, 
dass dieses Versagensbild unabhängig von der Belastungsart und dem entsprechenden Verformungs-
mechanismus durch die Temperatur und die Dauer der Prüfung, die lokale Ausrichtung der Zellstruktur, 
den Einfluss der Bildung von Ausscheidungen und der damit verbundenen Cr- und Mo-Verarmung an 
den Korngrenzen hervorgerufen werden könnte.  

6 Diskussion 
 
121 
 
6.4 Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C/1 h 
6.4.1 Mikrostruktur und Zugversuchsverhalten bei Raumtemperatur 
Aus  mikrostruktureller  Sicht  ist  die  wichtigste  Auswirkung  der  Wärmebehandlung  bei  900 °C / 1 h 
(HT900-Wärmebehandlung) diejenige auf die Zellstruktur ( Abbildung 5-2, Abbildung 5-6). Es gab keine 
signifikanten Veränderungen in der Textur oder Kornmorphologie. Die HT900-Wärmebehandlung hat 
eindeutig zu einem Stabilitätsverlust, aber nicht zu einer vollständigen Auflösung der Zellstruktur ge-
führt (siehe Abbildung 5-5). Der Stabilitätsverlust war evident bei der Veränderung der Versetzungs-
substruktur und der Auflösung der Mikrosegregationen an den Zellwänden. Die Versetzungsdichte 
scheint dadurch auch abgenommen zu haben. Dieses Ergebnis stimmt im Allgemeinen mit den Er-
kenntnissen aus der Literatur überein [65, 69, 97, 181] (siehe auch Abbildung 2-2). Die beobachtete Auf-
lösung der Mikrosegregationen und die Teilauflösung der Schmelzbadgrenzen bestätigt die Argumen-
tation von Ronneberg et al. [83], die darauf hingewiesen haben, dass sich beide in einem ähnlichen 
Temperaturbereich der Wärmebehandlung auflösen, was als plausibel erachtet wird, da es sich um che-
mische Seigerungen handelt. Die Cr-, Mo-reichen Ausscheidungen an den HAGBs in Abbildung 5-4f 
ähneln den Ergebnissen von Dryepondt et al. nach 800 °C / 5 h Glühung [32] und aufgrund der EDX-Er-
gebnisse (siehe Abbildung 5-4) könnte es sich um σ- oder χ-Phase handeln, siehe Tabelle 2-1, was mit 
den Ergebnissen von Yin et al. [70] übereinstimmen würde. Die Bildung der σ- bzw. χ-Phase könnte mit 
dem Verschwinden der im HT450-Zustand beobachteten kleinen Hohlräume/Cr-reichen Ausscheidun-
gen zusammenhängen (siehe Abbildung 5-3e). Als Grund für den 86 % Abbau der Eigenspannungen 
wird in Übereinstimmung mit Sprengel et al. [115] der Stabilitätsverlust der gerichteten Zellstruktur 
vermutet. 
Mit der Veränderung der Mikrostruktur haben sich auch die Zugversuchskennwerte und die Härte ver-
ändert. Abbildung 5-11d stellt einen Vergleich zu aktuellen Literaturwerten dar. Dabei wurden Wärme-
behandlungstemperaturen zwischen 800 °C und 1050 °C berücksichtigt. Bei der 0,2 % Dehngrenze be-
steht eine gute Übereinstimmung mit den Literaturwerten [97, 135]. Bei der Zugfestigkeit wurden 
keine Vergleichswerte gefunden. Bei der Bruchdehnung (nicht im Diagramm gezeigt) stimmt der Mit-
telwert dieser Arbeit (67 %) mit ausgewählten Literaturwerten [32, 79] überein. Die Abnahme der Härte 
nach der HT900-Wärmebehandlung stimmt ebenfalls mit aktuellen Literaturerkenntnissen überein 
(siehe Abschnitt 2.4.2). 
Die 0,2 % Dehngrenze ist im Vergleich zum HT450-Zustand um 23 % geringer, blieb aber immer noch 
1,5x höher als beim HR-Zustand. Die Zugfestigkeit hat um etwa 4 % und die Härte um etwa 7 % abge-
nommen. Da die Zellstruktur den Hauptbeitrag zur Festigkeit von PBF-LB/M/316L leistet (siehe Ab-
schnitte 2.3.1 und 2.4.2), kann davon ausgegangen werden, dass die Abnahmen der 0,2 % Dehngrenze 
und der Härte vor allem auf deren Veränderung zurückzuführen sind. Das vermehrte Auftreten von 
Partikeln hat aber parallel auch einen festigkeitssteigernden Effekt. 
Die Abnahme der Zugfestigkeit könnte auch mit der höheren gleichmäßigen Dehnung zusammenhän-
gen, wie in [65] diskutiert. Der Verfestigungsquotient (siehe Abbildung 5-11b) ist gestiegen, nicht aber 
genug, um die gleiche Zugfestigkeit wie vor der HT900-Wärmebehandlung oder bei der HR/316L-Vari-
ante zu erreichen. Die langsamere Entwicklung der Verfestigungsrate, 𝑑𝑅 𝑑𝑒
⁄, gegen Null spiegelt sich 
in einer höheren gesamten Extensometer-Dehnung bei Höchstkraft, 𝐴𝑔𝑡, im Vergleich zum HT450-Zu-
stand wider und bestätigt, dass das nahezu ideale plastische Verhalten der As-Built und HT450-Zu-
stände nicht mit der Porosität [284], die durch die Wärmebehandlung nicht beeinflusst wird, sondern 
mit mikrostrukturellen Vorgängen zusammenhängt. Diese mikrostrukturellen Vorgänge sind bekannt 
und wurden in [56] berichtet. Dabei spielen Versetzungsgleiten, Verformungszwillinge und die gerich-
tete Zellstruktur, welche maßgeblich durch die HT900-Wärmebehandlung verändert wurde, die ent-

6 Diskussion 
 
122 
 
scheidende Rolle. Voisin et al. [65] haben darüber hinaus argumentiert, dass die Änderungen der Ver-
festigungsrate mit (i) niedrigeren Versetzungskeimbildungsraten, wahrscheinlich aufgrund der bereits 
vorhandenen hohen Versetzungsdichte und (ii) Eigenspannungen zusammenhängen. 
Die Bruchdehnung und Brucheinschnürung wurden in Übereinstimmung mit der Mehrheit der Litera-
turergebnisse trotz der Änderungen auf das Verfestigungsverhalten kaum von der HT900-Wärmebe-
handlung beeinflusst. Dass aber 𝐴𝑔𝑡 zugenommen hat, deutet auf ein beschleunigtes Versagensver-
halten im Vergleich zum HT450-Zustand hin. Dabei könnten die Cr-, Mo-reiche Ausscheidungen an den 
HAGBs (vermutlich σ- oder χ-Phase) in Abbildung 5-4f eine Rolle spielen. 
6.4.2 Kriechverhalten 
Zusätzlich  zum  Effekt  auf  die  Mikrostruktur,  die  Härte  und  das  Verhalten  im  Zugversuch  bei 
Raumtemperatur wurde in der vorliegenden Studie der Effekt der HT900-Wärmebehandlung auf das 
Kriechverhalten  bei  600 °C / 225 MPa  untersucht  (siehe 5.6.3).  Zusammengefasst  hat  die  HT900-
Wärmebehandlung längere sekundäre und tertiäre Kriechstadien und eine geringfügig kürzere primäre 
Kriechphase bewirkt. 𝑡1 und 𝑡2 sind weiterhin deutlich kleiner im Vergleich zu 𝑡3 geblieben (Abbildung 
5-21) und die Kriechdehnung, 𝑒𝑓, hat sich signifikant erhöht, wobei die Kriechdehnung bei minimaler 
Kriechrate, 𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠, nahezu unverändert geblieben ist (siehe Abbildung 5-22 und Abbildung 5-23a) und 
der Hauptbeitrag zur Änderung der Kriechdehnung aus der tertiären Kriechphase, 𝑒𝑓,3, kommt. Die 
minimale Kriechrate hat um ca. Faktor 1,4 und die Bruchzeit um ca. Faktor 2,5 zugenommen. Aus der 
Perspektive der Anwendbarkeit ist die nahezu unveränderte Kriechdehnung bei minimaler Kriechrate 
bei vergleichbarer minimaler Kriechrate vorteilhaft, denn kriechkritische Bauteile sollten in der Regel 
möglichst wenig plastisch verformt werden. Die längeren sekundären und tertiären Kriechstadien so-
wie die erhöhte Kriechdehnung in der tertiären Kriechphase können vorteilhaft sein, weil sie die Wahr-
scheinlichkeit eines plötzlichen Bauteilversagens verringern und dadurch längere Instandhaltungsin-
tervalle geplant werden können. 
Die Bruchzeiten des HT450-Zustands dieser Studie sind im Vergleich zum Ausgangszustand in [178] 
ähnlich  (Abbildung  6-2).  Die  minimale  Kriechrate  (Abbildung  6-3)  sowie  die  Kriechdehnung  sind 
geringer. Dieselben Autoren haben den Effekt der Wärmebehandlung bei 550 °C / 275 MPa auf das 
Kriechverhalten von PBF-LB/M/316L untersucht [69] und bis dato ist diese die einzige Studie, die zu 
dem  Thema  veröffentlicht  wurde.  Wegen  der  unterschiedlichen  Prüfparameter  ist  ein  direkter 
Vergleich der Kennwerte nach der Wärmebehandlung aus der Studie von Li et al. [69] mit denen aus 
dieser  Studie  nicht  möglich.  Stattdessen  wird  im  Folgenden  ein  Vergleich  der  Änderung  dieser 
Kennwerte  dargestellt.  Dafür  werden  die  Daten  von  Li  et  al.  [69]  aus  Wärmebehandlungen  bei 
900 °C / 1 h  und  1050 °C / 1 h  berücksichtigt.  In  der  zitierten  Studie  und  im  Gegensatz  zu  der 
vorliegenden Studie, bei der die HT900-Wärmebehandlung an dem HT450-Zustand erfolgte, wurden 
die  Wärmebehandlungen  an  dem  As-Built-Zustand  durchgeführt.  Bei  1050 °C  war  in  der  zitierten 
Studie die gerichtete Zellstruktur komplett aufgelöst. 
Die  vergleichende  Auswertung  hinsichtlich  der  Kriechdehnung  und  der  Bruchzeit  mit  den 
Literaturdaten wird anhand Abbildung 6-7 durchgeführt. Dabei werden in Abbildung 6-7a bis d die 
Bruchzeit, 𝑡𝑢,  die  Dauer  der  einzelnen  Kriechstadien, 𝑡1,𝑡2,𝑡3,  die  Kriechdehnung, 𝑒𝑓,  die  bei  den 
einzelnen Kriechstadien entwickelten Dehnungen, 𝑒𝑓,1,𝑒𝑓,2,𝑒𝑓,3, und die Kennwerte bis zum Einsetzen 
des tertiären Kriechens, 𝑡1+ 𝑡2 bzw. 𝑒𝑓,1+ 𝑒𝑓,2, berücksichtigt. Sowohl die absolute (Abbildung 6-7a 
und c) als auch die relative (Abbildung 6-7b und d) Änderung dieser Kennwerte werden dargestellt. Bei 
den  relativen  Werten  wird  jeweils  auf  die  Kennwerte  des  Zustands  vor  der  interessierenden 
Wärmebehandlung normiert. Die 1,0 Werte der y-Achse entsprechen entweder Raumtemperatur bei 
den Daten von Li et al.  [69]  (900 °C- und 1050 °C-Wärmebehandlungen an  As-Built-Zustand) oder 
450 °C  bei  denen  der  vorliegenden  Studie,  in  der  die  HT900-Wärmebehandlung  an  dem  HT450-

6 Diskussion

123

Zustand durchgeführt wurde. In Abbildung 6-7e und f wird für jede untersuchte Werkstoffvariante und

Kombination von Prüfparametern die prozentuale Verteilung der Komponenten der Dauer der

Kriechphasen sowie der darin entwickelten Dehnungen in Bezug auf 𝑡𝑢 (Abbildung 6-7e) bzw 𝑒𝑓.

(Abbildung 6-7f) dargestellt.

Abbildung 6-7. Entwicklung der a), b) Bruchzeiten und Dauer der entsprechenden Kriechstadien sowie

der c), d) Kriechdehnung und deren Anteile an den entsprechenden Kriechstadien nach der HT900-

Wärmebehandlung. In b) und d) werden die Diagramme in normalisierten Koordinaten dargestellt. e), f)

Prozentuale Verteilung der Komponenten der Dauer der Kriechphasen sowie der darin entwickelten

Dehnungen für beide Zustände (HT450; HT900) der PBF-LB/M/316L-Variante und die HR/316L-Vari-

ante in Bezug auf e) 𝑡𝑢 bzw. f) 𝑒𝑓. In f) wurden die Ergebnisse aus Li et al. [69] mit einbezogen.

Während in [69] (Kreise und Sterne) beide Wärmebehandlungen zu einer Abnahme der

Kriechbrucchzeit um ca. Faktor 0,5 (Abbildung 6-7a und b) geführt haben, bewirkt die HT900-

0150 300 450 600 750 900 1050

200

300

400

500

600

700

tu (h)

Heat treatment temperature (°C)

100

t1 + t2 (h)

200

300

400

500

600

700

t3 (h)

0150 300 450 600 750 900 1050

0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

tu / tu,ref.

Heat treatment temperature (°C)

0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

(t1 + t2) / (t1 + t2)ref.

0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

t3 / t3,ref.

0150 300 450 600 750 900 1050

ef (%)

Heat treatment temperature (°C)

ef,1+ef,2 (%)

ef,3 (%)

ef ef,1+ef,2 ef,3

This work, 900 °C/1 h

Li et al, 2022, 900 °C/1 h

Li et al, 2022, 1050 °C/1 h

0150 300 450 600 750 900 1050

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

ef / ef,ref.

Heat treatment temperature (°C)

(ef,1+ef,2) / (ef,1+ef,2)ref.

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

ef,3 / ef,3, ref.

This work, HT450 + 900 °C/1 h ; 600 °C/225 MPa

Li et al, 2022; 900 °C/1 h ; 550 °C/275 MPa

Li et al, 2022; 1050 °C/1 h ; 550 °C/275 MPa

0150 300 450 600 750 900 1050

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

Heat treatment temperature (°C)

ef,1+ef,2

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

ef,3

This work, HT450 + 900 °C/1 h ; 600 °C/225 MPa

Li et al, 2022; 900 °C/1 h ; 550 °C/275 MPa

Li et al, 2022; 1050 °C/1 h ; 550 °C/275 MPa

21%

12% 11%

43%

23% 28% 24%

14%

21%

39%

17%

25%

30%

79%

88% 89%

57%

77% 72% 76%

86%

79%

61%

83%

75%

70%

200 225 225 225 250 250 275 175 200 200 225 225 250

100

t / tu (%)

HT450 HT900 HR

t1+t2

600 650

250 200 225

225 MPa

°C

10%

3% 2%

34%

11%

21% 16%

3% 5%

37%

24%

37%

18%

90%

97% 98%

66%

89%

79% 84%

97% 95%

63%

95%

76%

63%

99%

92%

82%

200 225 225 225 250 250 275 175 200 200 225 225 250 275 275 275

100

e / ef (%)

HT450 HT900 HR Li et al., 2022

ef,1 + ef,2

ef,3

600 650

250 200 225225 MPa

°C

550

As-Built

900 °C/1 h

1050 °C/1 h

275

6 Diskussion 
 
124 
 
Wärmebehandlung in der vorliegenden Studie (Rechtecke) eine Zunahme um ca. Faktor 2,5. Darüber 
hinaus  ist ersichtlich, dass  in  dieser  Studie  relativ gesehen 𝑡3 und 𝑡1+ 𝑡2 in ähnlichem Maß  zum 
Anstieg von 𝑡𝑢 (schwarz) beitragen, wobei der Anstieg von 𝑡3 (zyanfarbig) leicht höher ist. Bei Li et al. 
[69] liegen dazu keine Vergleichsdaten vor. Die Kriechdehnung, 𝑒𝑓 (siehe Abbildung 6-7c und d), nimmt 
bei  der  vorliegenden  Arbeit  (Recktecke)  nach  der  HT900-Wärmebehandlung  um  ca.  Faktor 3  zu 
(schwarze Linie in Abbildung 6-7b, rechts, linke Achse) und diese Zunahme ist hauptsächlich auf den 
Anstieg  (um  ca.  Faktor  3)  von  𝑒𝑓,3 zurückzuführen.  𝑒𝑓,1+ 𝑒𝑓,2 ist  ebenfalls  um  etwa  Faktor  2 
gestiegen, hat sich aber absolut vergleichsweise wenig verändert. Im Gegensatz dazu besteht in der 
Arbeit von Li et al. [69] (Kreise und Sterne) nach den betrachteten Wärmebehandlungen trotz des > 7-
fachen Anstiegs von 𝑒𝑓,1+ 𝑒𝑓,2 (dunkelrot, Abbildung 6-7d) eine leichte Abnahme von 𝑒𝑓 (schwarz). 
Diese ist aber weiterhin primär auf die Abnahme von 𝑒𝑓,3 zurückzuführen. Bei beiden Arbeiten ist also 
𝑒𝑓,3 der Hauptfaktor für die Veränderung von 𝑒𝑓, aber die Änderung geschieht in entgegengesetzter 
Richtung. In Zusammenhang mit den zuvor erwähnten Änderungen der Kriechdehnungen macht Ab-
bildung  6-7e  sichtbar,  dass  in  der  vorliegenden  Studie  und  im  wesentlichen  Unterschied  zu  den 
Ergebnissen der zitierten Studie [69] die Wärmebehandlung das Einsetzen des tertiären Kriechens 
bezüglich  der entwickelten Kriechdehnung nicht  verzögert. Der prozentuale Anteil von 𝑒𝑓,1 +  𝑒𝑓,2 
(Abbildung 6-7f) bleibt nach der HT900-Wärmebehandlung nahezu konstant. In dieser Studie gilt das 
zusätzlich  für  die  verbliebene  Zeit,  denn  auch  der  Anteil  von  𝑡1+ 𝑡2 bleibt  nach  der  HT900-
Wärmebehandlung nahezu konstant (Abbildung 6-7e). 
Das unterschiedliche Werkstoffverhalten im Vergleich zu Li et al. [69] und in Bezug auf Abbildung 6-7 
könnte  an  folgenden  Punkten  liegen:  (i)  unterschiedliche  Prüfparameter,  (ii)  eine  empfindlichere 
Kriechduktilität des in der vorliegenden Arbeit untersuchten PBF-L/M/316L-Werkstoffs gegenüber der 
in  der  tertiären  Kriechphase  stattfindenden  Verformungsmechanismen,  (iii)  ein  stabilerer 
mikrostruktureller Ausgangszustand des in der vorliegenden Studie untersuchten PBF-LB/M/316L-
Werkstoffs, z. B. aufgrund unterschiedlicher Prozessparameter und (iv) der Eigenspannungsabbau. 
Bisher wurde in diesem Abschnitt das Werkstoffverhalten in Bezug auf Abbildung 6-7 diskutiert. Nun 
wird weiter auf die im Abschnitt 6.3.1.2 aufgestellte Hypothese eingegangen, dass die Zellstruktur das 
Hauptmerkmal ist, welches die primäre Kriechphase in Bezug auf die minimale Kriechrate, Dauer und 
entwickelte Kriechverformung definiert. Zu diesem Zweck werden im Folgenden die Ergebnisse der 
unterbrochenen Kriechversuche und der Zugversuche an Miniatur-Proben einschließlich derjenigen im 
HT900-Zustand, welche in den Abschnitten 5.7, 5.9.1.2 und 5.9.2.2 vorgestellt wurden, und den Zusam-
menhang der erreichten Werte der minimalen Kriechrate mit der Mikrostruktur ausgewertet. 
Die relative Anordnung der 0,2 % Dehngrenzen in Abbildung 5-25c (Zugversuche an Miniatur-Proben) 
stimmt  mit  den  Unterschieden  in  den  Versetzungsdichten  vor  dem  Kriechversuch  überein 
(HT450 > HT900 > HR, vgl. Abbildung 5-2b und e, und Abbildung 5-6a bis e), was einen weiteren Nach-
weis der Bedeutung der Zellstruktur bei der Verfestigung im Zugversuch darstellt. Darüber hinaus 
stimmen die in den Abschnitten 5.9.1.2 und 5.9.2.2 bei dem HT450-Zustand und der HR/316L-Variante 
qualitativ eingeschätzten Änderungen der Versetzungsdichte (Zustand vor und nach Unterbrechung) 
mit der Entwicklung der 0,2 % Dehngrenzen nach der Unterbrechung des Kriechversuchs in Abbildung 
5-25c  (Zugversuche  an  Miniatur-Proben)  überein.  Außerdem  stimmt  die  relative  Anordnung  der 
0,2 % Dehngrenzen im Zustand nach der Unterbrechung des Kriechversuchs mit derjenigen der mini-
malen Kriechrate und diese wiederum mit der relativen Anordnung der Versetzungsdichte in diesem 
Zustand überein (siehe Abschnitte 5.9.1.2 und 5.9.2.2), insbesondere beim Vergleich HR vs. PBF-LB (und 
weniger beim Vergleich zwischen den PBF-LB-Zuständen). 
Die HR/316L-Variante, welche nach der Unterbrechung des Kriechversuchs qualitativ betrachtet die 
höchste Versetzungsdichte aufweist (vgl. Abbildung 5-40d mit Abbildung 5-40a und Abbildung 5-42a), 

6 Diskussion

125

weist auch die kleinste minimale Kriechrate auf (siehe Abbildung 5-23b). Bei den PBF-LB/M/316L-Zu-

ständen ist der qualitative Vergleich der Versetzungsdichte etwas schwieriger (vgl. Abbildung 5-40a

und Abbildung 5-42a). Dass bei dem HT900-Zustand die Zellstruktur teilweise aufgelöst ist und die

lokalen Mikrosegregationen an den Zellwänden nicht mehr festzustellen sind, weist aber auf einen

weniger verfestigten Zustand hin.

Die minimale Kriechrate nimmt bei der PBF-LB/M/316L-Variante nach der Wärmebehandlung bei

900 °C / 1 h in der vorliegenden und der zitierten Studie zu. In der vorliegenden Studie ist die Zunahme

aber mit Faktor 1,4 viel geringer ausgeprägt als in der zitierten Studie [69], bei der sie um ca. Faktor 6

(Wärmebehandlung bei 900 °C) bzw. Faktor 5 (Wärmebehandöung bei 1050 °C) ansteigt. Außerdem ist

die Veränderung der minimalen Kriechrate nach der HT900-Wärmebehandlung (HT450- vs. HT900-

Zustand) im Vergleich zu dem Unterschied beider PBF-LB/M/316L-Zustände zur minimalen Kriechrate

der HR/316L-Variante (Faktor 3 Unterschied, siehe Abbildung 5-23) viel weniger signifikant.

Nach Li et al. [69] sind Änderungen der minimalen Kriechrate auf Änderungen von Versetzungszellen

und Subkörnern zurückzuführen. Diese können beispielweise Änderungen in Zell-/Subkorngröße und

Zellwanddicke umfassen, wodurch unterschiedliche Verfestigungsmechanismen in unterschiedlichem

Maß hevorgerufen werden können. In der vorliegenden Studie hat die HT900-Wärmebehandlung eine

Teilauflösung der Versetzungssubstruktur und die Auflösung der Mikrosegregationen an den Zellwän-

den verursacht. Die Versetzungsdichte scheint dadurch auch abgenommen zu haben. Die kumulierte

Häufigkeit der Missorientierungen hat sich nicht signifikant geändert. Im Vergleich zu der HR/316L-

Variante haben beide PBF-LB/M/316L-Zuständen vor dem Kriechversuch eine höhere Versetzungs-

dichte und mehr Anteil an LAGBs. Außerdem sind im HT900- im Vergleich zum HT450-Zustand quali-

tativ mehr Partikel festzustellen. Eine höhere Versetzungsdichte (HT450 > HT900 > HR) beschränkt

die Verfestigungskapazität des Werkstoffs und führt dadurch zu höheren minimalen Kriechraten. Die

Reihenfolge der erzielten minimalen Kriechraten (HT900 > HT450 > HR) wird dadurch teilweise erklärt.

Dass der HT900-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante eine höhere minimale Kriechrate als der

HT450-Zustand hat, könnte an dem vermehrten Aufkommen von Partikeln sowie an der Abwesenheit

der Mikrosegregationen an den Zellwänden im HT900-Zustand liegen. Die Partikel könnten durch ihre

in Abbildung 5-42 festgestellte Wechselwirkung mit den Versetzungen die Versetzungsbewegung so

gestört haben, dass sie die Bildung einer dichteren Versetzungsstruktur erschwert und somit zu einer

geringeren minimalen Kriechrate geführt haben. Die Abwesenheit von Mikrosegregationen an den Zell-

wänden beim HT900-Zustand, welche beim HT450-Zustand vermutlich einen zusätzlichen festigkeits-

steigernden Effekt durch die Verankerung von Versetzungen an den Zellwänden gehabt hat, könnte

ebenfalls die höhere minimale Kriechrate des HT900-Zustands erklären.

Insgesamt stützen die Korrelation von 0,2 % Dehngrenzen, minimaler Kriechrate und Versetzungs-

dichte sowie die Analyse der Zusammenhänge zwischen Mikrostruktur und minimaler Kriechrate bei

dem untersuchten Parametersatz (600 °C / 225 MPa) die Hypothese, dass die Zellstruktur und die da-

mit verbundene Versetzungsanordnung das Hauptmerkmal ist, das die minimale Kriechrate bestimmt.

Die Partikel und die Mikrosegregationen spielen aber offensichtlich auch eine Rolle. Dabei ist aber zu

beachten, dass da diese Studie bei einem bestimmten Parametersatz durchgeführt wurde, sich die

Einzelheiten der dargestellten Auswertung bezüglich der relativen Anordnung der 0,2 % Dehngrenzen

und Versetzungsdichten nur schwer verallgemeinern lassen. Die allgemeineren Aussagen bezüglich der

Rolle der Zellstruktur für das Kriechverhalten sind aber gültig. Um ein besseres Verständnis der Rolle

der Änderungen der Mikrostruktur auf das Kriechverhalten aufzubauen, sind weitere Kriechversuche

nach unterschiedlichen Wärmebehandlungen und Prüfparametern und z. B. REM-EBSD, TEM und

XCT-Untersuchungen notwendig.

Zum Abschluss dieses Abschnittes wird auch für den HT900-Zustand auf die gegen Ende vom Ab-

schnitt 6.3.1.2 eingeführte Auswertung der Verteilung der Verformung (interkolumnare vs. kolumnare

6 Diskussion

126

Bereiche) eingegangen. Ausgewählte Ergebnisse aus dieser Studie sind in Abbildung 6-8 dargestellt.

Dabei handelt es sich um KAM-Winkelkarten aus sowohl dem Ausgangszustand (Abbildung 6-8a) als

auch drei unterschiedlichen Bereichen des metallographischen Schliffes der untersuchten gebrochenen

Kriechprobe (Prüfparameter 600 °C / 225 MPa): Gewindebereich (Abbildung 6-8b), verformter Bereich

ohne augeprägte Einschnürung (Abbildung 6-8c) und Bereich in unmitelbarer Nähe der Bruchkante

(Abbildung 6-8d).

Abbildung 6-8. KAM-Winkelkarten zur Untersuchung des Verformungsverhalten beim Kriechen bei

600 °C / 225 MPa des HT900-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (100 µm2 x 75 µm2, 97,7 nm

Pixelgröße). a) Ausgangszustand, b) Gewindebereich, c) verformter Bereich ohne ausgeprägte

Einschnürung, d) Bereich in unmitelbarer Nähe der Bruchkante. Z (horizontal liegend) entspricht der

Last- und Aufbaurichtung. IR: interkolumnarer Bereich.

Nach dem Kriechversuch sehen die KAM-Winkel-Werte im Gewindebereich, der nahezu ausschließlich

thermisch belastet wird, im Gegensatz zu dem HT450-Zustand (siehe Abbildung 6-5b) qualitativ

betrachtet insgesamt ähnlich wie im Ausgangszustand aus. Es finden anscheinend zusätzlich zu den

durch die HT900-Wärmebehandlung verursachten Erholungsprozesse keine weiteren

Erholungsprozesse statt. Im Gegensatz dazu sind im verformten Bereich die KAM-Winkel-Werte

insgesamt höher (die KAM-Winkelkarte sieht insgesamt grüner aus), was auf die Kriechverformung

zurückzuführen ist. Außerdem ist, wie in dem Fall des HT450-Zustands, in diesem verformten Bereich

zu erkennen, dass die KAM-Winkel-Werte homogen zwischen kolumnaren und interkolumnaren (IR)

Regionen verteilt sind, was weiterhin auf einen vergleichbaren Beitrag zur Gesamtverformung

zwischen interkolumnaren und kolumnaren Bereichen hindeutet. Im Bereich nah der Bruchkante ist

eine Aussage über den Ausmaß der KAM-Winkel-Werte schwieriger. Dennoch erwartet man, dass in

diesem Bereich der Einschnürung die Verofmung insgesamt am größten ist. In Zusammenhang damit

wurde in dieser Region der Einschnürung tatsächlich im kolumnaren Bereich eine weitere Verformungs-

struktur innerhalb der Körner festgestellt, in der die Verformung zu akkumulieren scheint. Diese Ver-

formungsstruktur ist in der rechten Hälfte der Abbildung 6-8d deutlich als parallele Linien erkennbar,

die sich scheinbar senkrecht zueinander kreuzen und 45° zur Belastungsrichtung ausgerichtet sind. Die

45°-Orientierung zur Belastungsrichtung lässt vermuten, dass sie das Produkt von Gleiten in Ebenen

maximaler Scherspannung ist, was, wie Dryepondt et al. betonen, ein typisches Verhalten von 316L

wäre, welches eine mäßig niedrige SFE aufweist [32, 154]: Bei niedrigen Temperaturen kann eine

gewisse Verformung durch Zwillingsbildung angenommen werden und mit steigender Temperatur

6 Diskussion 
 
127 
 
wird  die  Verformung  durch  Gleiten  aufgrund  thermischer  Aktivierung  günstiger.  In  den 
interkolumnaren Bereichen in diesem Bereich der Einschnürung nah der Bruchkante, wo keine solche 
Verformungsstruktur  festgestellt  wurde,  kann  die  Verformung  durch  die  typischen 
Versetzungsmechanismen  der  Hochtemperaturverformung wie  z. B.  Versetzunsklettern  oder durch 
Korngrenzengleiten  der  eher  parallel  zur  Lastrichtung  liegenden  Korngrenzen  erfolgen.  Weitere 
aufwendige Untersuchungen mit TEM sind erforderlich, um die Art der beobachteten Merkmale und 
der Verformung zu bestimmen. 
Zusammen mit  den  Verformungsmerkmalen  in  Abbildung  6-8  scheint  die  Entwicklung der  Textur 
(siehe Abbildung 5-41) mit der Verformung des HT900-Zustands zusammenzuhängen. In diesem Zu-
stand wurde eine höhere Kriechdehnung entwickelt als im HT450-Zustand (siehe Abbildung 5-23b). 
Außerdem zeigen weitere getrennte EBSD-Messungen im verformten Bereich aus interkolumnaren 
und kolumnaren Bereichen (Ergebnisse nicht gezeigt), dass die Entwicklung der Textur hauptsächlich 
in den kolumnaren Bereichen stattfindet. Im Fall des HT900-Zustands geht also die Verformung der 
kolumnaren Bereiche mit einer Umlagerung der Kornorientierung einher, wie es bei der HR/316L-Vari-
ante festgestellt und erwähnt wurde (siehe Abschnitt 6.3.1.2). Diese Entwicklung der Textur stimmt 
teilweise mit den Erkenntnissen von Dryepondt et al. [32] für Warmzugverformung überein, bei denen 
sie  vorgeschlagen  haben,  dass  die  dehnungsinduzierte  Texturentwicklung  auch  eine  Rolle  bei  der 
Erhöhung der Duktilität spielen könnte (siehe Abschnitt 2.3.1). In diesem Fall hat sich die Textur aber 
nicht in Richtung einer {001} und {111}-Fasertextur entwickelt; ein bekanntes Verhalten für kfz-Systeme 
unter  Zugbelastung, das  von Gleiten  dominiert wird [32,  155].  Da die  Zunahme  von 𝑒𝑓 (HT450  vs. 
HT900) primär auf die Zunahme (um ca. Faktor 3) von 𝑒𝑓,3 zurückzuführen ist (siehe Abbildung 6-7), 
erscheint  es  plausibel,  dass  die  Entwicklung  der  Textur  und  der  in  Abbildung  6-8d  sichtbaren 
Verformungsmerkmale  während  dieser  Phase  stattfindet  und  eher  wenig  mit  dem 
Verformungsverhalten in den primären und sekundären Kriechbereichen korreliert. 
Bezüglich des Schädigungsverhaltens wurde die Bildung von Kriechschädigung in Form von Mikrorissen 
unterdrückt, was sich in einem geringeren Volumenanteil im Vergleich zum HT450-Zustand zeigt (vgl. 
Abbildung 5-32, Abbildung 5-36) und vermutlich darauf zurückzuführen ist, dass die Körner besser in 
der Lage waren, sich zu verformen und umzulagern, was sich in einer Entwicklung der Textur niederge-
schlagen hat. Die verbesserte Verformungsfähigkeit ist höchstwahrscheinlich eine Folge der Verände-
rungen  in  der Zellstruktur.  Die niedrigere  Versetzungsdichte,  welche dem  Werkstoff  mehr  Verfor-
mungskapazität gibt, hat die Verformungsfähigkeit des Werkstoffs erhöhen und die Auflösung der 
Mikrosegregationen an den Zellwänden der Zellstruktur die zur Rissbildung führende Cr-, Mo-Verar-
mung verlangsamen können. Schließlich kann die Abwesenheit von den in Abbildung 5-3 festgestellten 
kleinen Hohlräumen im HT900-Zustand (siehe Abbildung 5-4) auch eine Rolle bei der Unterdrückung 
der Bildung von Kriechschädigung in Form von Mikrorissen gespielt haben. 
  

7 Schlussfolgerungen und Ausblick

128

7 Schlussfolgerungen und Ausblick

7.1 Schlussfolgerungen

In dieser Studie wurde eine gründliche Charakterisierung des mechanischen Verhaltens einer PBF-

LB/M/316L-Variante im Vergleich zu einem konventionell hergestellten warmgewalzten nichtrosten-

den Stahl 316L durchgeführt. Die Ergebnisse leisten einen Beitrag zu den bisher nur spärlich vorhande-

nen Daten zur additiv gefertigten Variante, insbesondere im Hinblick auf das LCF- und das Kriechver-

halten.

Die untersuchte PBF-LB/M/316L-Variante ist nahezu defektfrei (Porosität unter 0,01 %), was es er-

möglichte, die Auswirkung anderer Aspekte einer typischen PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur, z. B. die

Zellstruktur oder die Kornmorphologie, auf das mechanische Verhalten zu untersuchen. Diese Arbeit

hat die Mikrostruktur somit stärker in den Fokus genommen als die meisten bisher in der Literatur

verfügbaren Studien.

Die Herstellung von Türmen und Wänden anstelle von endkonturnahen Rohlingen sowie die verwen-

deten Prozessparameter waren entscheidend, um die Homogenität innerhalb der Rohlinge und zwi-

schen den gefertigten Baujobs zu erreichen.

Die mechanische Prüfkampagne umfasste Zugversuche zwischen Raumtemperatur und 650 °C, LCF-

Versuche zwischen Raumtemperatur und 600 °C sowie Kriechversuche bei 600 °C und 650 °C. Aus je-

dem dieser Prüfverfahren wurden entsprechende Festigkeits- und Verformungskennwerte ermittelt.

Darüber hinaus wurde mit Hilfe gezielter mikrostrukturellen Untersuchungen ein wichtiger Beitrag zum

Verständnis des Zusammenhangs zwischen der Mikrostruktur inkl. ihrer Entwicklung während der Ver-

formung und den mechanischen Eigenschaften in Bezug auf die Verformungs- und Schädigungsme-

chanismen geleistet.

Die Mehrheit der Untersuchungen wurden an dem sogenannten HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-

Variante durchgeführt. Dabei wurden die Rohlinge bei 450 °C für 4 h wärmebehandelt. Einige ausge-

wählte Zugversuche bei Raumtemperatur wurden am As-Built-Zustand durchgeführt. Der Zustand

nach einer Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h, welche an bereits bei 450 °C / 4 h wärmebehandelten

Rohlingen durchgeführt wurde, wurde anhand von Zugversuchen bei Raumtemperatur und Kriechver-

suchen bei 600 °C / 225 MPa untersucht.

Die wichtigsten Schlussfolgerungen dieser Studie werden im Folgenden zusammengefasst:

• Mikrostruktur

Die HT450-Wärmebehandlung hat auf keiner der untersuchten Längenskalen der Mikrostruktur des

As-Built-Zustands wesentliche Änderungen verursacht. Die Zellstruktur blieb stabil. Der Abbau der Vo-

lumen-Eigenspannungen war gering (kleiner als 5 %). Die Probenfertigung hat einen stärkeren Eigen-

spannungsabbau als die Wärmebehandlung bewirkt (80 - 90 %).

In Übereinstimmung mit der Literatur unterscheidet sich die Mikrostruktur der untersuchten PBF-

LB/M/316L-Variante erheblich von der der (konventionell hergestellten) HR/316L-Variante. Die PBF-

LB/M/316L-Mikrostruktur ist komplex und hierarchisch aufgebaut und ihre charakteristischen Merk-

male erstrecken sich über mehrere Längenskalen. Die in dieser Studie beobachtete hierarchische Mik-

rostruktur (Korn-, Subkorn- und Zellenlängenskalen von grob etwa 100 µm, 10 µm bzw. 1 µm) und die

damit verbundenen Merkmale stimmen mit der Literatur überein. Eine einzigartige Kornmorphologie,

Groß- und Kleinwinkelkorngrenzen, Schmelzbadgrenzen, kristallografische Textur, Partikel im Submik-

rometer-/Nanomaßstab (hochwahrscheinlich metastabile amorphe MnSiO3 Rhodonite-ähnliche Nano-

partikel) und eine Zellstruktur sind vorhanden.

7 Schlussfolgerungen und Ausblick

129

Die Zellstruktur weist eine hohe Versetzungsdichte und Mikrosegregation von Cr und Mo an den Zell-

wänden auf. Die Kornmorphologie korreliert mit der Scan-Strategie. Die erhaltene kristallografische

Textur ist durch eine {011}-Texturkomponente in der Aufbaurichtung und {001}-Texturkomponenten in

Richtung der Scan-Vektoren gekennzeichnet. Die Kornmorphologie (HAGBs) weist ein charakteristi-

sches Schachbrettmuster mit so genannten kolumnaren und interkolumnaren Bereichen auf. Dieses

Muster hat eine Periodizität mit einer charakteristischen Länge von etwa der Größe des Schraffurab-

standes h (= 120 µm). In den kolumnaren Bereichen verlaufen die Korngrenzen eher senkrecht zur Auf-

bau-/Lastrichtung, während sie in den interkolumnaren Bereichen eher parallel zu diesen verlaufen.

Von allen Merkmalen der Mikrostruktur hat die Zellstruktur den größten Einfluss auf die mechanischen

Eigenschaften und ist somit der Hauptfaktor, der zu dem unterschiedlichen mechanischen Verhalten

im Vergleich zur HR/316L-Variante beiträgt.

Insgesamt stimmen die Mikrostruktur, die charakteristischen Kennwerte und das mechanische Verhal-

ten weitgehend mit den bisher verfügbaren Literaturdaten überein. Der größte Unterschied wurde

beim Kriechverhalten nach der Wärmebehandlung festgestellt, zu dem allerdings bisher nur sehr we-

nige Daten vorliegen. Im Folgenden wird auf die Details der einzelnen mechanischen Eigenschaften

eingegangen.

• Zugversuchskennwerte

Im Vergleich zur HR/316L-Variante hat die PBF-LB/M/316L-Variante eine höhere 0,2 % Dehngrenze

und ein anderes, ideal-plastisches Verfestigungsverhalten. Die 0,2 % Dehngrenze des HT450- sowie

des As-Built-Zustands ist etwa doppelt so hoch wie die der HR/316L-Variante und dieser Trend setzt

sich mit ansteigender Prüftemperatur fort. Die Zugfestigkeit ist im Gegensatz zur 0,2 % Dehngrenze

bei allen Prüftemperaturen nahezu identisch. Die Bruchdehnung ist bei allen Prüftemperaturen bei der

PBF-LB/M/316L-Variante geringer als bei der HR/316L-Variante. Das gilt auch für die Brucheinschnü-

rung mit Ausnahme von 400 °C, wo ähnliche Werte erreicht werden.

Bei Raumtemperatur weisen beide Werkstoffvarianten einen zähen Zug-Gewaltbruch mit Schublippen

auf, bei den höheren Prüftemperaturen entsteht ein Scherbruch. Wabenbildung und Scherebenen run-

den das Versagensbild ab. Bei der PBF-LB-Variante ist auf der Bruchfläche bei den höheren Prüftem-

peraturen die schachbrettartige Kornmorphologie zu erahnen und auf der Mantelfläche sind Nebenrisse

festzustellen. Bei > 600 °C sind die Korngrenzen aufgerissen und es hat ein interkristalliner Spaltbruch

stattgefunden.

• LCF

Der HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante weist über den größten Teil der Ermüdungslebens-

dauer vor allem bei Raumtemperatur höhere zyklische Spannungen als die HR/316L-Variante auf. Diese

höhere zyklische Festigkeit ist aus der Anwendungsperspektive von Vorteil, denn in einem zyklisch be-

lasteten Bauteil wird bei einer gegebenen Spannungsamplitude weniger Dehnung bzw. Verformung

entwickelt. Neben der höheren zyklischen Festigkeit weist der HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-

Variante ähnliche Ermüdungslebensdauer wie die HR/316L-Variante auf. Dabei nehmen bei allen Prüf-

temperaturen die Unterschiede mit abnehmender Dehnungsschwingbreite zu, so dass schließlich die

Lebensdauer der PBF-LB/M/316L-Variante bei den kleinsten Dehnungsschwingbreiten ausgeprägt kür-

zer als diejenigen der HR/316L-Variante sind.

Das Versagensbild ist meist durch Bruchflächen mit ausgeprägter Topografie gekennzeichnet. Es wur-

den auch mehrfache Rissinitiierung und stufenartige Übergangsbereiche, feine bahnartige Merkmale

an der Rissinitiierungsstelle, Schwingstreifen und vermutlich „auffällige große Streifen", feine stufen-

artige Streifen überall auf der Bruchfläche, Waben und Querrisse festgestellt. Die Rissbildung erfolgte

7 Schlussfolgerungen und Ausblick

130

bei allen Prüftemperaturen überwiegend auf der Probenoberfläche. Die Hauptschädigungsmechanis-

men sind bei Raumtemperatur mehrfache Rissbildung an Gleitbändern und bei erhöhten Temperaturen

interkristalline Rissbildung. Bei 600 °C spielten die Cr-, Mo-Verarmung sowie Oxidationsprozesse eine

Rolle. Bei 400 °C besteht eine Mischung von beiden Mechanismen. Die Übergangslebensdauer der PBF-

LB/M/316L-Variante sind kürzer als die der HR/316L-Variante. Die Rissausbreitung ist überwiegend

transkristallin. Bei 600 °C gibt es aber auch Bereiche interkristalliner Rissausbreitung, insbesondere bei

den niedrigsten Dehnungsschwingbreiten. Weder die Schmelzbadgrenzen noch die Gasporosität haben

einen signifikanten Einfluss auf den LCF-Schadensmechanismus. Insgesamt scheint das Versagens-

bild des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante in ausgewählten Aspekten stark mit der Wech-

selwirkung des Risses mit der gerichteten Zellstruktur zusammenzuhängen.

Das Wechselverformungsverhalten des HT450-Zustands ist durch eine Anfangsverfestigung gefolgt

von einer kontinuierlichen Entfestigung charakterisiert, welche bis zum Auftreten der zum Versagen

führenden Entfestigung stattfindet. Eine mikrostrukturelle Erklärung für das beobachtete Wechsel-

verformungsverhalten wurde anhand der Ergebnisse des mechanischen Verhaltens sowie der Literatur

diskutiert und Hypothesen dazu aufgestellt, wodurch Hinweise für weiterführende Studien gegeben

werden.

Eine Abnahme der Anzahl der Kleinwinkelkorngrenzen als Grund für die Entfestigung kann in Abwe-

senheit von belastbaren experimentellen Nachweisen als eine mögliche Ursache für die Entfestigung

vor allem bei Hochtemperatur-Ermüdung nicht ausgeschlossen werden. Ein Effekt der Texturentwick-

lung auf die Entfestigung kann hingegen ausgeschlossen werden. Die Vergröberung der gerichteten

Zellen und eine damit verbundene eine Hall-Petch-Beziehung in Verbindung mit der Zellgröße scheint

bei Raumtemperatur keine Rolle zu spielen. Bei den höheren Prüftemperaturen wurde kein experimen-

teller Nachweis erbracht, der dagegenspricht.

Der Gleitcharakter und die damit zusammenhängende sich entwickelnde Versetzungsanordnung be-

einflussen den Verformungsmechanismus der Ermüdung. Die Ergebnisse dieser Studie deuten darauf

hin, dass bei Raumtemperatur das planare Gleiten, bei dem Gleitbänder ein typisches Merkmal sind,

den Hauptverformungsmechanismus darstellt, und die Zellstruktur als eine Art Sättigungszustand

agiert, wodurch das Auftreten von Gleitbändern erkläret werden könnte. Mit steigender Prüftempera-

tur entwickelt sich der planare Gleitcharakter in Richtung eines welligen Gleitcharakters und dynami-

sche Erholung und thermisch aktivierte Mechanismen tragen zunehmend zur Verformung bei. Bei

Raumtemperatur könnte die interstitielle Natur von N zusätzlich zur Zellstruktur trotz einer höheren

Stapelfehlerenergie eine weitere Ursache für das planare Gleiten sein. Bei Hochtemperatur scheinen

die thermisch aktivierten Mechanismen den das planare Gleiten fördernden Effekt vom N-Gehalt und

der dynamischen Reckalterung zu übertreffen.

• Kriechen

Die höhere Warmdehngrenze der PBF-LB/M316L-Variante erlaubt es, höhere Lasten als bei der

HR/316L-Variante aufzubringen, ohne dass plastische Verformung eintritt (ähnlich wie bei dem zykli-

schen Spannungs-Dehnungs-Verhalten bei den LCF-Versuchen).

Die Bruchzeiten und die Dauer jeder Kriechphase sind bei allen Kombinationen von Prüfparametern bei

der PBF-LB/M/316L- kürzer als bei der HR/316L-Variante.

Der endgültige Bruch ist im Gegensatz zur HR/316-Variante hauptsächlich interkristallin. Die kolumna-

ren Bereiche weisen einen interkristallinen spröden Bruch auf, während die interkolumnaren Bereiche

einen eher duktilen Bruch zeigen. Dieses Versagensbild scheint bei ähnlicher Prüftemperatur unabhän-

gig von der Belastungsart zu sein, wie die Ergebnisse des bei 600 °C / 0,4 % durchgeführten LCF-Ver-

suchs bestätigen.

7 Schlussfolgerungen und Ausblick

131

Die interkristalline Kriechschädigung führt zur Rissbildung und anschließend zum Versagen. Sie wird

vermutlich sowohl durch die Entstehung von Cr-, Mo- reichen Ausscheidungen an den Korngrenzen, die

diese scheinbar schwächen, als auch durch die ungünstige Ausrichtung der Korngrenzen verursacht und

beschleunigt. Abgesehen von diesen beiden Faktoren sind auch die Mikrosegregationen an den Zell-

wänden der Versetzungssubstruktur ein Faktor, der eine Rolle bei der Auslösung oder Beschleunigung

der interkristallinen Schädigung spielen könnte. Schließlich haben weder die Schmelzbadgrenzen noch

die Gasporosität einen wesentlichen Einfluss auf den Kriechschädigungsmechanismus.

Bei der Kriechverformung ist die Spannungsabhängigkeit der PBF-LB/M/316L- im Vergleich zur

HR/316L-Variante geringer und die Duktilität beim Kriechen kleiner, was die gesamte Anfangs-Exten-

someter-Dehnung und die Kriechdehnung betrifft. Die minimale Kriechrate wird bei allen geprüften

Parameterkombinationen bei deutlich geringeren Kriechdehnungen (etwa eine Größenordnung niedri-

ger) erreicht.

Die Zellstruktur wird als Hauptfaktor für die Unterschiede im Verformungsverhalten besonders wäh-

rend der ersten, aber auch während der zweiten Kriechphase angesehen, insbesondere weil sie die Ver-

festigungskapazität des Werkstoffs begrenzt. Die Rolle der Zellstruktur wurde sowohl anhand von Li-

teraturerkenntnissen als auch von eigenen Untersuchungen anhand von bis zur minimalen Kriechrate

geführten Kriechversuchen bei 600 °C / 225 MPa bestätigt. Vermutlich spielt auch die höhere Stapel-

fehlerenergie eine Rolle. Der Unterschied im Stickstoffgehalt ist nicht von Bedeutung.

Vor allem während der tertiären, aber auch während der sekundären Kriechphase kann neben der Zell-

struktur die Zunahme des Anteils der kumulierten Häufigkeit der korrelativen Missorientierungen ein

weiterer möglicher Einflussfaktor auf die Kriechdehnung darstellen. Die Hauptkomponenten der Textur

haben sich nicht geändert, was bedeutet, dass die Umordnung der Kornorientierung für die Kriechver-

formung wenig relevant ist.

Der Zusammenhang zwischen Schädigung und Verformung in der tertiären Kriechphase ist noch un-

klar. Das eher duktile Versagen in den interkolumnaren Bereichen deutet darauf hin, dass sie die meiste

Verformung tragen und dass die Kriechdehnung in den kolumnaren Bereichen durch die sich öffnenden

Risse verursacht wird. Gezielte REM-EBSD- und XCT-Untersuchungen deuten jedoch stark darauf hin,

dass sich das Material homogen bis zu einem sehr späten Stadium des tertiären Kriechens verformt,

in dem dann die Risse auftreten. Weitere in-situ-XCT-Untersuchungen könnten zur Klärung dieser

Frage beitragen.

• Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h

Der Effekt der Wärmebehandlung bei 900 °C / 1 h, welche an bereits bei 450 °C / 4 h wärmebehandel-

ten Rohlingen durchgeführt wurde, wurde hinsichtlich der Mikrostruktur, der Zugversuchskennwerte

bei Raumtemperatur und des Kriechverhaltens bei 600 °C / 225 MPa untersucht.

Aus mikrostruktureller Sicht ist die wichtigste Auswirkung der HT900-Wärmebehandlung diejenige

auf die Zellstruktur. Es gab keine signifikanten Veränderungen in der Textur oder Kornmorphologie.

Die Wärmebehandlung hat eindeutig zu einem Stabilitätsverlust, aber nicht zu einer vollständigen Auf-

lösung der Zellstruktur geführt. Der Stabilitätsverlust war evident bei der Veränderung der Verset-

zungssubstruktur und der Auflösung der Mikrosegregationen an den Zellwänden. Die Versetzungs-

dichte scheint ebenfalls abgenommen zu haben. Die Eigenspannungen wurden in der Aufbaurichtung

um 86 % reduziert.

Entsprechend der Veränderung der Mikrostruktur änderten sich auch die Zugversuchskennwerte und

die Härte. Die 0,2 % Dehngrenze nahm im Vergleich zum HT450-Zustand um 23 % ab, blieb aber immer

noch um den Faktor 1,5x höher als bei der HR/316L-Variante. Die Zugfestigkeit wurde um etwa 4 %

7 Schlussfolgerungen und Ausblick

132

und die Härte um etwa 7 % reduziert. Die Bruchdehnung und Brucheinschnürung wurden kaum von der

HT900-Wärmebehandlung beeinflusst.

Bezüglich des Kriechverhaltens hat die Wärmebehandlung längere sekundäre und tertiäre Kriechsta-

dien und eine geringfügig kürzere primäre Kriechphase bewirkt. Die Kriechdehnung hat sich signifikant

erhöht. Dabei ist die Kriechdenung beim Erreichen der minimalen Kriechrate nahezu unverändert ge-

blieben und die Zunahme in der Kriechdehnung der tertiären Kriechphase stellt den Hauptbeitrag für

die Veränderung der Kriechdehnung dar. Die minimale Kriechrate nahm um Faktor 1,4 und die Bruchzeit

um ca. Faktor 2,5 zu. Schließlich hat die HT900-Wärmebehandlung das Einsetzen des tertiären

Kriechens sowohl bezüglich der entwickelten Kriechdehnung als auch der verbliebene Zeit nicht

verzögert. Aus der Perspektive der Anwendbarkeit ist die nahezu unveränderte Kriechdehnung bei mi-

nimaler Kriechrate bei vergleichbarer minimaler Kriechrate vorteilhaft, denn kriechkritische Bauteile

sollten in der Regel möglichst wenig plastisch verformt werden.

Hinsichtlich der Kriechverformung bestätigen die Auswertung des Zusammenhangs der erreichten

Werte der minimalen Kriechrate mit der Mikrostruktur und die Ergebnisse aus TEM-Untersuchungen

und Zugversuchen an Miniatur-Proben, welche nach bei der minimalen Kriechrate unterbrochenen

Kriechversuchen in den beiden untersuchten PBF-LB/M/316L-Zuständen und der HR/316L-Variante

durchgeführt wurden, dass die Zellstruktur und die damit verbundene Versetzungsanordnung das

Hauptmerkmal ist, das die minimale Kriechrate bestimmt. Außerdem deutet diese Auswertung darauf

hin, dass weitere Beiträge vermutlich aus dem vermehrten Aufkommen von Partikeln sowie aus der

Auflösung der Mikrosegregationen an den Zellwänden kommen können.

Darüber hinaus deuten gezielte REM-Untersuchungen ebenso wie im Fall des HT450-Zustands stark

auf einen vergleichbaren Beitrag zur Gesamtverformung zwischen interkolumnaren und kolumnaren

Bereichen hin. Schließlich geht im Fall des HT900-Zustands die Verformung der kolumnaren Bereiche

mit einer Umlagerung der Kornorientierung einher, die sich in einer Entwicklung der Textur in diesem

Bereich bemerkbar macht, wie es auch bei der HR/316L-Variante festgestellt wurde.

Bezüglich der Kriechschädigung in Form von Mikrorissen hat die HT900-Wärmebehandlung deren Bil-

dung unterdrückt, was sich in einem geringeren Volumenanteil von Mikrorissen im Vergleich zum

HT450-Zustand zeigt. Die Körner können sich vermutlich besser verformen und umlagern, was sich in

der Entwicklung der Textur niedergeschlagen hat. Dies deutet darauf hin, dass die verbesserte Verfor-

mungsfähigkeit eine Folge der Veränderungen in der Zellstruktur aufgrund der Wärmebehandlung ist.

Die niedrigere Versetzungsdichte verleiht dem Werkstoff mehr Verformungskapazität und die Auflö-

sung der Mikrosegregationen an den Zellwänden der Zellstruktur verlangsamt die Rissbildung.

7.2 Ausblick

Diese Studie legt den Grundstein für weitergehende Untersuchungen hinsichtlich des mechanischen

Verhaltens von PBF-LB/M/316L und dem Zusammenhang mit der Mikrostruktur. Mögliche nächste

Studien lassen sich wie folgt zusammenfassen:

• Untersuchung des Effekts von weiteren Wärmebehandlungen auf die LCF- und Kriecheigen-

schaften zusammen mit begleitenden REM-EBSD, TEM und XCT-Untersuchungen an sowohl

unterbrochenen als auch gebrochenen Zuständen, um ein besseres Verständnis der Rolle der

Mikrostrukturmerkmale, wie z.B. Zellstruktur und Kornmorphologie, und ihrer Änderungen auf

sowohl die Verformungs- als auch die Schädigungsmechanismen zu schaffen. Die Ergebnisse

werden zur Auswahl einer optimalen Mikrostruktur für die jeweiligen Belastungsbedingungen

beitragen.

7 Schlussfolgerungen und Ausblick

133

• Untersuchung der Richtungsabhängigkeit der mechanischen Eigenschaften bei LCF- und

Kriechbelastung und den zugrundeliegenden mikrostrukturellen Ursachen. Diese Untersuchun-

gen sind insofern relevant, weil technische Komponenten oft mehrachsigen Spannungs- und

Dehnungszuständen ausgesetzt sind.

• Durchführung weiterer Untersuchungen anhand von Versuchen, welche betriebsnahe Bedin-

gungen darstellen. Diese betreffen zum Beispiel LCF-Relaxationsversuche, welche Ermü-

dungs- und Kriecheffekte kombinieren, und IST-Versuche, bei denen eine Belastung unter va-

riabler Amplitude vorliegt.

Literaturverzeichnis

xiii

Literaturverzeichnis

[1] J.O. Milewski, Additive Manufacturing of Metals: From fundamental technology to rocket nozzles,

medical implants and custom jewelry, 2017.

[2] F.B. M. Basso, I. Cronin, B. Schönfuß, M. Meboldt, D. Omidvarkarjan, R. Horstkotte, J. Loock, M.

Schmitt, C. Seidel, An Additive Manufacturing Breakthrough: A How-to Guide for Scaling and

Overcoming Key Challenges [White Paper], World Economic Forum in Collaboration with ETH Zürich

and Fraunhofer, 2022.

[3] G. Liu, X. Zhang, X. Chen, Y. He, L. Cheng, M. Huo, J. Yin, F. Hao, S. Chen, P. Wang, S. Yi, L. Wan, Z.

Mao, Z. Chen, X. Wang, Z. Cao, J. Lu, Additive manufacturing of structural materials, Materials

Science and Engineering: R: Reports (2021) 100596.

[4] First installation of a 3D printed thimble plugging device in nuclear plant, 3Dnatives, 2020.

[5] N. Hrabe, N. Barbosa, S. Daniewicz, N. Shamsaei, Findings from the NIST/ASTM workshop on

mechanical behavior of additive manufacturing components, National Institute of Standards and

Technology, Gaithersburg, MD, 2016.

[6] T. DebRoy, H.L. Wei, J.S. Zuback, T. Mukherjee, J.W. Elmer, J.O. Milewski, A.M. Beese, A. Wilson-

Heid, A. De, W. Zhang, Additive manufacturing of metallic components - Process, structure and

properties, Progress in Materials Science 92 (2018) 112-224.

[7] DIN EN ISO / ASTM 52900:2018-06, Additive manufacturing - General principles - Terminology, DIN

Deutsches Institut für Normung e. V., 2018.

[8] S.R. Narasimharaju, W. Zeng, T.L. See, Z. Zhu, P. Scott, X. Jiang, S. Lou, A comprehensive review on

laser powder bed fusion of steels: Processing, microstructure, defects and control methods,

mechanical properties, current challenges and future trends, Journal of Manufacturing Processes 75

(2022) 375-414.

[9] S. Chowdhury, N. Yadaiah, C. Prakash, S. Ramakrishna, S. Dixit, L.R. Gupta, D. Buddhi, Laser powder

bed fusion: a state-of-the-art review of the technology, materials, properties & defects, and

numerical modelling, Journal of Materials Research and Technology 20 (2022) 2109-2172.

[10] H.A. Richard, B. Schramm, T. Zipsner, Additive Fertigung von Bauteilen und Strukturen, Springer

Vieweg 2017.

[11] S.P. Singh, V. Jayaram, D. Srinivasan, P. Kumar, High throughput determination of creep behavior

of additively manufactured AlSi10Mg alloy, Additive Manufacturing 58 (2022).

[12] J. Nie, L. Wei, D.-l. Li, L. Zhao, Y. Jiang, Q. Li, High-throughput characterization of microstructure

and corrosion behavior of additively manufactured SS316L-SS431 graded material, Additive

Manufacturing 35 (2020) 101295.

[13] A.K. Agrawal, G. Meric de Bellefon, D. Thoma, High-throughput experimentation for microstructural

design in additively manufactured 316L stainless steel, Materials Science and Engineering: A 793

(2020) 139841.

[14] M. Pelegatti, D. Benasciutti, F. De Bona, A. Lanzutti, M. Magnan, J. Srnec Novak, E. Salvati, F.

Sordetti, M. Sortino, G. Totis, E. Vaglio, On the factors influencing the elastoplastic cyclic response

and low cycle fatigue failure of AISI 316L steel produced by laser-powder bed fusion, International

Journal of Fatigue 165 (2022) 107224.

[15] Strategic Roadmap for Research & Development, ASTM Additive Manufacturing Center of

Excellence, ASTM, 2020.

[16] Y. Chen, X. Wang, J. shen, Y. Peng, Y. Jiang, X. Yang, S.B. Leen, J. Gong, Deformation mechanisms

of selective laser melted 316L austenitic stainless steel in high temperature low cycle fatigue,

Materials Science and Engineering: A 843 (2022) 143123.

[17] S.-G. Hong, S.-B. Lee, Dynamic strain aging under tensile and LCF loading conditions, and their

comparison in cold worked 316L stainless steel, Journal of Nuclear Materials 328(2) (2004) 232-242.

[18] M. Dahlberg, D. Bremberg, Fatigue margins for austenitic stainless steels in ASME Boiler and

pressure vessel code–a literature study, Stral Sakerhets Myndigheten Swedish Radiation Safety

Authority (2012).

[19] F.P. de Moraes, S.F. Alves, R.L. Plaut, A.F. Padilha, Degradation of microstructure and properties

of an AISI 316L steel pipe after more than 100,000 hours usage at 640°C in a petrochemical industry,

Procedia Structural Integrity 17 (2019) 131-137.

Literaturverzeichnis

xiv

[20] AD 2000-Merkblatt W 2:2020-01. Austenitic and austenitic-ferritic steels, Deutsches Institut für

Normung e. V., Beuth Verlag Berlin, 2020-01.

[21] R. Baldev, U. Kamachi Mudali, M. Vijayalakshmi, M.D. Mathew, A.K. Bhaduri, P. Chellapandi, S.

Venugopal, C.S. Sundar, B.P.C. Rao, B. Venkatraman, Development of Stainless Steels in Nuclear

Industry: With Emphasis on Sodium Cooled Fast Spectrum Reactors History, Technology and

Foresight, Advanced Materials Research 794 (2013) 3-25.

[22] A. Stanculescu, GIF R&D Outlook for Generation IV Nuclear Energy Systems: 2018 Update, 13th

GIF-IAEA Interface Meeting Presentations, International Atomic Energy Agency (IAEA), 2019, p. v.

[23] B. Weiss, R. Stickler, Phase instabilities during high temperature exposure of 316 austenitic

stainless steel, Metallurgical and Materials Transactions B 3(4) (1972) 851-866.

[24] A.F. Padilha, P.R. Rios, Decomposition of Austenite in Austenitic Stainless Steels, ISIJ

International 42(4) (2002) 325-327.

[25] P. Marshall, Austenitic stainless steels: microstructure and mechanical properties, (1984).

[26] L.P. Karjalainen, T. Taulavuori, M. Sellman, A. Kyröläinen, Some Strengthening Methods for

Austenitic Stainless Steels, steel research international 79(6) (2008) 404-412.

[27] T.R. Smith, J.D. Sugar, C. San Marchi, J.M. Schoenung, Strengthening mechanisms in directed

energy deposited austenitic stainless steel, Acta Materialia 164 (2019) 728-740.

[28] R.B. Song, J.Y. Xiang, D.P. Hou, Characteristics of Mechanical Properties and Microstructure for

316L Austenitic Stainless Steel, Journal of Iron and Steel Research International 18(11) (2011) 53-59.

[29] H. Chandler, Heat treater's guide: practices and procedures for irons and steels, ASM

international1994.

[30] J. Douthett, Heat Treating of Stainless Steels, ASM International, ASM Handbook. 4 (1991) 769-

792.

[31] M.R. Daymond, P.J. Bouchard, Elastoplastic deformation of 316 stainless steel under tensile loading

at elevated temperatures, Metallurgical and Materials Transactions A 37(6) (2006) 1863-1873.

[32] S. Dryepondt, P. Nandwana, P. Fernandez-Zelaia, F. List, Microstructure and high temperature

tensile properties of 316L fabricated by laser powder-bed fusion, Additive Manufacturing 37 (2021)

101723.

[33] T.S. Byun, N. Hashimoto, K. Farrell, Temperature dependence of strain hardening and plastic

instability behaviors in austenitic stainless steels, Acta Materialia 52(13) (2004) 3889-3899.

[34] X. Wu, X. Pan, J.C. Mabon, M. Li, J.F. Stubbins, The role of deformation mechanisms in flow

localization of 316L stainless steel, Journal of Nuclear Materials 356(1) (2006) 70-77.

[35] M. Gerland, J. Mendez, P. Violan, B. Ait Saadi, Evolution of dislocation structures and cyclic

behaviour of a 316L-type austenitic stainless steel cycled in vacuo at room temperature, Materials

Science and Engineering: A 118 (1989) 83-95.

[36] M. Gerland, R. Alain, B.A. Saadi, J. Mendez, Low cycle fatigue behaviour in vacuum of a 316L-type

austenitic stainless steel between 20 and 600 degrees C .2. dislocation structure evolution and

correlation with cyclic behaviour, Materials Science and Engineering: A 229(1-2) (1997) 68-86.

[37] M.S. Pham, C. Solenthaler, K.G.F. Janssens, S.R. Holdsworth, Dislocation structure evolution and

its effects on cyclic deformation response of AISI 316L stainless steel, Materials Science and

Engineering: A 528(7) (2011) 3261-3269.

[38] M.S. Pham, S.R. Holdsworth, K.G.F. Janssens, E. Mazza, Cyclic deformation response of AISI 316L

at room temperature: Mechanical behaviour, microstructural evolution, physically-based

evolutionary constitutive modelling, International Journal of Plasticity 47 (2013) 143-164.

[39] J. Polák, K. Obrtlík, M. Hájek, Cyclic Plasticity in Type 316L Austenitic Stainless Steel, Fatigue &

Fracture of Engineering Materials & Structures 17(7) (1994) 773-782.

[40] R. Alain, P. Violan, J. Mendez, Low cycle fatigue behavior in vacuum of a 316L type austenitic

stainless steel between 20 and 600°C Part I: Fatigue resistance and cyclic behavior, Materials Science

and Engineering: A 229(1) (1997) 87-94.

[41] J. Nellessen, S. Sandlöbes, D. Raabe, Effects of strain amplitude, cycle number and orientation on

low cycle fatigue microstructures in austenitic stainless steel studied by electron channelling

contrast imaging, Acta Materialia 87 (2015) 86-99.

[42] J. Man, K. Obrtlik, M. Petrenec, P. Beran, M. Smaga, A. Weidner, J. Dluhos, T. Kruml, H. Biermann,

D. Eifler, J. Polak, Stability of austenitic 316L steel against martensite formation during cyclic

Literaturverzeichnis

straining, 11th International Conference on the Mechanical Behavior of Materials (Icm11) 10 (2011)

1279-1284.

[43] S.G. Hong, S.B. Lee, T.S. Byun, Temperature effect on the low-cycle fatigue behavior of type 316L

stainless steel: Cyclic non-stabilization and an invariable fatigue parameter, Materials Science and

Engineering: A 457(1-2) (2007) 139-147.

[44] G.V. Prasad Reddy, R. Sandhya, M.D. Mathew, S. Sankaran, The Effect of Nitrogen Alloying on the

Low Cycle Fatigue and Creep-Fatigue Interaction Behavior of 316LN Stainless Steel, Advanced

Materials Research 794 (2013) 441-448.

[45] M. Pelegatti, A. Lanzutti, E. Salvati, J. Srnec Novak, F. De Bona, D. Benasciutti, Cyclic Plasticity and

Low Cycle Fatigue of an AISI 316L Stainless Steel: Experimental Evaluation of Material Parameters

for Durability Design, Materials 14(13) (2021) 3588.

[46] S.G. Hong, S.B. Lee, The tensile and low-cycle fatigue behavior of cold worked 316L stainless steel:

influence of dynamic strain aging, International Journal of Fatigue 26(8) (2004) 899-910.

[47] G.V. Prasad Reddy, A. Nagesha, R. Sandhya, S. Sankaran, M.D. Mathew, K. Bhanu Sankara Rao,

Thermomechanical and Isothermal Fatigue Behavior of 316LN Stainless Steel with Varying Nitrogen

Content, Metallurgical and Materials Transactions A 46(2) (2015) 695-707.

[48] G. Sasikala, M.D. Mathew, K.B.S. Rao, S.L. Mannan, Creep deformation and fracture behavior of

types 316 and 316L(N) stainless steels and their weld metals, Metallurgical and Materials

Transactions A 31(4) (2000) 1175-1185.

[49] M.D. Mathew, G. Sasikala, K. Bhanu Sankara Rao, S.L. Mannan, Influence of carbon and nitrogen

on the creep properties of type 316 stainless steel at 873 K, Materials Science and Engineering: A

148(2) (1991) 253-260.

[50] M.D. Mathew, S. latha, G. Sasikala, S.L. Mannan, P. Rodriguez, Creep Properties of Three Heats of

Type 316 Stainless Steel for Elevated Temperature Nuclear Applications, Nuclear Technology 81(1)

(1988) 114-121.

[51] M.D. Mathew, K. Laha, V. Ganesan, Improving creep strength of 316L stainless steel by alloying

with nitrogen, Materials Science and Engineering: A 535 (2012) 76-83.

[52] M. Rieth, A. Falkenstein, P. Graf, S. Heger, U. Jaentsch, M. Klimiankou, E. Materna-Morris, H.

Zimmermann, Creep of the austenitic steel AISI 316 L(N) Experiments and models, Germany, 2004,

p. 80.

[53] M.E. Kassner, Fundamentals of Creep in Metals and Alloys (Second Edition), Elsevier Amsterdam,

2008.

[54] C. Amzallag, C. Belrami, J. Driver, C. Gorlier, P. Violan, A. International, A.S.f. Testing, Materials,

Influence of Temperature and Environment on the Fatigue Mechanisms of Single-Crystal and

Polycrystal 316L, ASTM International1988.

[55] D.G. Morris, D.R. Harries, Creep and rupture in Type 316 stainless steel at temperatures between

525 and 900°C Part I: Creep rate, Metal science 12(11) (1978) 525-531.

[56] Y.M. Wang, T. Voisin, J.T. McKeown, J. Ye, N.P. Calta, Z. Li, Z. Zeng, Y. Zhang, W. Chen, T.T.

Roehling, R.T. Ott, M.K. Santala, Philip J. Depond, M.J. Matthews, A.V. Hamza, T. Zhu, Additively

manufactured hierarchical stainless steels with high strength and ductility, Nature Materials 17(1)

(2018) 63-71.

[57] Y.M. Arısoy, L.E. Criales, T. Özel, B. Lane, S. Moylan, A. Donmez, Influence of scan strategy and

process parameters on microstructure and its optimization in additively manufactured nickel alloy

625 via laser powder bed fusion, The International Journal of Advanced Manufacturing Technology

90(5) (2017) 1393-1417.

[58] B. Attard, S. Cruchley, C. Beetz, M. Megahed, Y.L. Chiu, M.M. Attallah, Microstructural control

during laser powder fusion to create graded microstructure Ni-superalloy components, Additive

Manufacturing 36 (2020) 101432.

[59] M. Laleh, E. Sadeghi, R.I. Revilla, Q. Chao, N. Haghdadi, A.E. Hughes, W. Xu, I. De Graeve, M. Qian,

I. Gibson, M.Y. Tan, Heat treatment for metal additive manufacturing, Progress in Materials Science

133 (2023) 101051.

[60] D. Kong, C. Dong, S. Wei, X. Ni, L. Zhang, R. Li, L. Wang, C. Man, X. Li, About metastable cellular

structure in additively manufactured austenitic stainless steels, Additive Manufacturing 38 (2021)

101804.

Literaturverzeichnis

xvi

[61] Y. Lee, M. Nordin, S.S. Babu, D.F. Farson, Effect of Fluid Convection on Dendrite Arm Spacing in

Laser Deposition, Metallurgical and Materials Transactions B 45(4) (2014) 1520-1529.

[62] K.M. Bertsch, G. Meric de Bellefon, B. Kuehl, D.J. Thoma, Origin of dislocation structures in an

additively manufactured austenitic stainless steel 316L, Acta Materialia 199 (2020) 19-33.

[63] S. Kou, Welding metallurgy, New Jersey, USA 431(446) (2003) 223-225.

[64] D. Yang, Y. Yin, X. Kan, Y. Zhao, Z. Zhao, J. Sun, The mechanism of substructure formation and

grain growth 316L stainless steel by selective laser melting, Materials Research Express 8(9) (2021)

096510.

[65] T. Voisin, J.-B. Forien, A. Perron, S. Aubry, N. Bertin, A. Samanta, A. Baker, Y.M. Wang, New insights

on cellular structures strengthening mechanisms and thermal stability of an austenitic stainless

steel fabricated by laser powder-bed-fusion, Acta Materialia 203 (2021) 116476.

[66] Y. Wang, C. Zhang, C. Yu, L. Xing, K. Li, J. Chen, J. Ma, W. Liu, Z. Shen, Construction of Cellular

Substructure in Laser Powder Bed Fusion, Metals 9(11) (2019) 1231.

[67] Z. Sun, X. Tan, S.B. Tor, C.K. Chua, Simultaneously enhanced strength and ductility for 3D-printed

stainless steel 316L by selective laser melting, NPG Asia Materials 10(4) (2018) 127-136.

[68] S. Chen, G. Ma, G. Wu, A. Godfrey, T. Huang, X. Huang, Strengthening mechanisms in selective

laser melted 316L stainless steel, Materials Science and Engineering: A 832 (2022) 142434.

[69] M.M. Li, W.Y. Chen, X. Zhang, Effect of heat treatment on creep behavior of 316 L stainless steel

manufactured by laser powder bed fusion, Journal of Nuclear Materials 559 (2022).

[70] H.S. Yin, M. Song, P. Deng, L. Li, B.C. Prorok, X.Y. Lou, Thermal stability and microstructural

evolution of additively manufactured 316L stainless steel by laser powder bed fusion at 500-800

degrees C, Additive Manufacturing 41 (2021).

[71] P. Krakhmalev, G. Fredriksson, K. Svensson, I. Yadroitsev, I. Yadroitsava, M. Thuvander, R. Peng,

Microstructure, Solidification Texture, and Thermal Stability of 316 L Stainless Steel Manufactured

by Laser Powder Bed Fusion, Metals 8(8) (2018) 643.

[72] D. Wang, C.H. Song, Y.Q. Yang, Y.C. Bai, Investigation of crystal growth mechanism during selective

laser melting and mechanical property characterization of 316L stainless steel parts, Materials &

Design 100 (2016) 291-299.

[73] Z. Li, B. He, Q. Guo, Strengthening and hardening mechanisms of additively manufactured

stainless steels: The role of cell sizes, Scripta Materialia 177 (2020) 17-21.

[74] D. Fisher, W. Kurz, Fundamentals of Solidification, Fundamentals of Solidification (1998) 1-316.

[75] T. Pinomaa, M. Lindroos, M. Walbrühl, N. Provatas, A. Laukkanen, The significance of spatial length

scales and solute segregation in strengthening rapid solidification microstructures of 316L stainless

steel, Acta Materialia 184 (2020) 1-16.

[76] L. Cui, S. Jiang, J. Xu, R.L. Peng, R.T. Mousavian, J. Moverare, Revealing relationships between

microstructure and hardening nature of additively manufactured 316L stainless steel, Materials &

Design 198 (2021) 109385.

[77] F. Yan, W. Xiong, E. Faierson, G.B. Olson, Characterization of nano-scale oxides in austenitic

stainless steel processed by powder bed fusion, Scripta Materialia 155 (2018) 104-108.

[78] F.C. Pinto, L.S. Aota, I.R. Souza Filho, D. Raabe, H.R.Z. Sandim, Recrystallization in non-

conventional microstructures of 316L stainless steel produced via laser powder-bed fusion: effect of

particle coarsening kinetics, Journal of Materials Science 57(21) (2022) 9576-9598.

[79] T.S. Byun, B.E. Garrison, M.R. McAlister, X. Chen, M.N. Gussev, T.G. Lach, A. Le Coq, K. Linton, C.B.

Joslin, J.K. Carver, F.A. List, R.R. Dehoff, K.A. Terrani, Mechanical behavior of additively manufactured

and wrought 316L stainless steels before and after neutron irradiation, Journal of Nuclear Materials

548 (2021).

[80] P. Deng, M. Karadge, R.B. Rebak, V.K. Gupta, B.C. Prorok, X. Lou, The origin and formation of

oxygen inclusions in austenitic stainless steels manufactured by laser powder bed fusion, Additive

Manufacturing 35 (2020) 101334.

[81] W.-S. Shin, B. Son, W. Song, H. Sohn, H. Jang, Y.-J. Kim, C. Park, Heat treatment effect on the

microstructure, mechanical properties, and wear behaviors of stainless steel 316L prepared via

selective laser melting, Materials Science and Engineering: A 806 (2021) 140805.

Literaturverzeichnis

xvii

[82] K. Sommer, L. Agudo Jácome, R. Hesse, D. Bettge, Revealing the nature of melt pool boundaries

in additively manufactured stainless steel by nano-sized modulation, Advanced Engineering

Materials 24(6) (2022) 2101699.

[83] T. Ronneberg, C.M. Davies, P.A. Hooper, Revealing relationships between porosity, microstructure

and mechanical properties of laser powder bed fusion 316L stainless steel through heat treatment,

Materials & Design 189 (2020) 108481.

[84] T. Kurzynowski, K. Gruber, W. Stopyra, B. Kuźnicka, E. Chlebus, Correlation between process

parameters, microstructure and properties of 316 L stainless steel processed by selective laser

melting, Materials Science and Engineering: A 718 (2018) 64-73.

[85] Y. Zhong, L. Liu, S. Wikman, D. Cui, Z. Shen, Intragranular cellular segregation network structure

strengthening 316L stainless steel prepared by selective laser melting, Journal of Nuclear Materials

470 (2016) 170-178.

[86] L.S. Aota, P. Bajaj, K.D. Zilnyk, E.A. Jägle, D. Ponge, H.R.Z. Sandim, D. Raabe, Recrystallization

kinetics, mechanisms, and topology in alloys processed by laser powder-bed fusion: AISI 316L

stainless steel as example, Materialia 20 (2021) 101236.

[87] A. Leicht, C.H. Yu, V. Luzin, U. Klement, E. Hryha, Effect of scan rotation on the microstructure

development and mechanical properties of 316L parts produced by laser powder bed fusion,

Materials Characterization 163 (2020) 110309.

[88] E. de Sonis, S. Dépinoy, P.-F. Giroux, H. Maskrot, L. Lemarquis, O. Hercher, F. Villaret, A.-F.

Gourgues-Lorenzon, Dependency of recrystallization kinetics on the solidification microstructure of

316L stainless steel processed by laser powder bed fusion (LPBF), Materials Characterization 194

(2022) 112370.

[89] D. Kong, X. Ni, C. Dong, L. Zhang, C. Man, J. Yao, K. Xiao, X. Li, Heat Treatment Effect on the

Microstructure and Corrosion Behavior of 316L Stainless Steel Fabricated by Selective Laser Melting

for Proton Exchange Membrane Fuel Cells, Electrochimica Acta 276 (2018) 293-303.

[90] R.E. Napolitano, R.J. Schaefer, The convergence-fault mechanism for low-angle boundary

formation in single-crystal castings, Journal of Materials Science 35(7) (2000) 1641-1659.

[91] M. Newell, K. Devendra, P.A. Jennings, N. D'Souza, Role of dendrite branching and growth kinetics

in the formation of low angle boundaries in Ni–base superalloys, Materials Science and Engineering:

A 412(1) (2005) 307-315.

[92] S. Gao, Z. Hu, M. Duchamp, P.S.S.R. Krishnan, S. Tekumalla, X. Song, M. Seita, Recrystallization-

based grain boundary engineering of 316L stainless steel produced via selective laser melting, Acta

Materialia 200 (2020) 366-377.

[93] K. Saeidi, X. Gao, Y. Zhong, Z.J. Shen, Hardened austenite steel with columnar sub-grain structure

formed by laser melting, Materials Science and Engineering: A 625 (2015) 221-229.

[94] M. Moyle, C. Ledermueller, Z. Zou, S. Primig, N. Haghdadi, Multi-scale characterisation of

microstructure and texture of 316L stainless steel manufactured by laser powder bed fusion,

Materials Characterization 184 (2022) 111663.

[95] K.A. Sofinowski, S. Raman, X. Wang, B. Gaskey, M. Seita, Layer-wise engineering of grain

orientation (LEGO) in laser powder bed fusion of stainless steel 316L, Additive Manufacturing 38

(2021) 101809.

[96] R.W. Fonda, D.J. Rowenhorst, Crystallographic Variability in Additive Manufacturing, IOP

Conference Series: Materials Science and Engineering 1249(1) (2022) 012007.

[97] D. Riabov, A. Leicht, J. Ahlström, E. Hryha, Investigation of the strengthening mechanism in 316L

stainless steel produced with laser powder bed fusion, Materials Science and Engineering: A 822

(2021) 141699.

[98] J. Wang, W.J. Wu, W. Jing, X. Tan, G.J. Bi, S.B. Tor, K.F. Leong, C.K. Chua, E. Liu, Improvement of

densification and microstructure of ASTM A131 EH36 steel samples additively manufactured via

selective laser melting with varying laser scanning speed and hatch spacing, Materials Science and

Engineering: A 746 (2019) 300-313.

[99] C. Li, Z.Y. Liu, X.Y. Fang, Y.B. Guo, Residual Stress in Metal Additive Manufacturing, Procedia CIRP

71 (2018) 348-353.

[100] R.J. Williams, F. Vecchiato, J. Kelleher, M.R. Wenman, P.A. Hooper, C.M. Davies, Effects of heat

treatment on residual stresses in the laser powder bed fusion of 316L stainless steel: Finite element

Literaturverzeichnis

xviii

predictions and neutron diffraction measurements, Journal of Manufacturing Processes 57 (2020)

641-653.

[101] L.A. Ávila Calderón, B. Graf, B. Rehmer, T. Petrat, B. Skrotzki, M. Rethmeier, Characterization of

Ti–6Al–4V Fabricated by Multilayer Laser Powder-Based Directed Energy Deposition, Advanced

Engineering Materials 24(6) (2022) 2101333.

[102] L.A. Ávila Calderón, B. Rehmer, S. Schriever, A. Ulbricht, L. Agudo Jácome, K. Sommer, G. Mohr, B.

Skrotzki, A. Evans, Creep and creep damage behavior of stainless steel 316L manufactured by laser

powder bed fusion, Materials Science and Engineering: A 830 (2022) 142223.

[103] F.X. Wei, B.S. Cheng, P. Kumar, P. Wang, J.J. Lee, H.L. Seng, K.H. Cheong, K.B. Lau, C.C. Tan, A

comparative study of additive manufactured and wrought SS316L: Pre-existing dislocations and

grain boundary characteristics, Materials Science and Engineering: A 833 (2022).

[104] C.H. Yu, A. Leicht, R.L. Peng, J. Moverare, Low cycle fatigue of additively manufactured thin-

walled stainless steel 316L, Materials Science and Engineering: A 821 (2021).

[105] Q. Dai, Z. Yuan, X. Chen, K. Chen, High-cycle fatigue behavior of high-nitrogen austenitic stainless

steel, Materials Science and Engineering: A 517 (2009) 257-260.

[106] M. Nani Babu, G. Sasikala, K. Sadananda, Effect of Nitrogen on the Fatigue Crack Growth Behavior

of 316L Austenitic Stainless Steels, Metallurgical and Materials Transactions A 50(7) (2019) 3091-

3105.

[107] D.W. Kim, W.-S. Ryu, J.H. Hong, S.-K. Choi, Effect of nitrogen on high temperature low cycle

fatigue behaviors in type 316L stainless steel, Journal of Nuclear Materials 254(2) (1998) 226-233.

[108] V. Ganesan, M.D. Mathew, P. Parameswaran, K. Laha, Effect of nitrogen on evolution of

dislocation aubstructure in 316LN SS during creep, 6th International Conference on Creep, Fatigue

and Creep-Fatigue Interaction 55 (2013) 36-40.

[109] V. Ganesan, K. Laha, M.D. Mathew, Influence of Nitrogen Content on the Evolution of Creep

Damage in 316 LN Stainless Steel, Procedia Engineering 86 (2014) 58-65.

[110] W. Chen, T. Voisin, Y. Zhang, J.-B. Forien, C.M. Spadaccini, D.L. McDowell, T. Zhu, Y.M. Wang,

Microscale residual stresses in additively manufactured stainless steel, Nature Communications

10(1) (2019) 4338.

[111] W.-J. Lai, A. Ojha, Z. Li, C. Engler-Pinto, X. Su, Effect of residual stress on fatigue strength of 316L

stainless steel produced by laser powder bed fusion process, Progress in Additive Manufacturing 6(3)

(2021) 375-383.

[112] M. Yakout, M.A. Elbestawi, S.C. Veldhuis, Density and mechanical properties in selective laser

melting of Invar 36 and stainless steel 316L, Journal of Materials Processing Technology 266 (2019)

397-420.

[113] P. Mercelis, J.P. Kruth, Residual stresses in selective laser sintering and selective laser melting,

Rapid Prototyping Journal 12(5) (2006) 254-265.

[114] S. Waqar, K. Guo, J. Sun, Evolution of residual stress behavior in selective laser melting (SLM) of

316L stainless steel through preheating and in-situ re-scanning techniques, Optics & Laser

Technology 149 (2022) 107806.

[115] M. Sprengel, A. Ulbricht, A. Evans, A. Kromm, K. Sommer, T. Werner, J. Kelleher, G. Bruno, T.

Kannengiesser, Towards the Optimization of Post-Laser Powder Bed Fusion Stress-Relieve

Treatments of Stainless Steel 316L, Metallurgical and Materials Transactions A 52(12) (2021) 5342-

5356.

[116] W.Z. Zhuang, G.R. Halford, Investigation of residual stress relaxation under cyclic load,

International Journal of Fatigue 23 (2001) 31-37.

[117] O.S. Zaroog, A. Ali, B. Sahari, R. Zahari, Modelling of Residual Stress Relaxation: A Review,

Pertanika Journal of Science & Technology 17 (2009) 211-8.

[118] G.E. Totten, Handbook of residual stress and deformation of steel, ASM international 2002.

[119] R.J. Williams, J. Al-Lami, P.A. Hooper, M.-S. Pham, C.M. Davies, Creep deformation and failure

properties of 316 L stainless steel manufactured by laser powder bed fusion under multiaxial loading

conditions, Additive Manufacturing (2020) 101706.

[120] W.H. Kan, L.N.S. Chiu, C.V.S. Lim, Y. Zhu, Y. Tian, D. Jiang, A. Huang, A critical review on the effects

of process-induced porosity on the mechanical properties of alloys fabricated by laser powder bed

fusion, Journal of Materials Science 57(21) (2022) 9818-9865.

Literaturverzeichnis

xix

[121] A. du Plessis, I. Yadroitsava, I. Yadroitsev, Effects of defects on mechanical properties in metal

additive manufacturing: A review focusing on X-ray tomography insights, Materials & Design 187

(2020) 108385.

[122] Y. Zhu, T. Peng, G. Jia, H. Zhang, S. Xu, H. Yang, Electrical energy consumption and mechanical

properties of selective-laser-melting-produced 316L stainless steel samples using various

processing parameters, Journal of Cleaner Production 208 (2019) 77-85.

[123] M.S.I.N. Kamariah, W.S.W. Harun, N.Z. Khalil, F. Ahmad, M.H. Ismail, S. Sharif, Effect of heat

treatment on mechanical properties and microstructure of selective laser melting 316L stainless

steel, IOP Conference Series: Materials Science and Engineering 257(1) (2017) 012021.

[124] A.M. Roach, B.C. White, A. Garland, B.H. Jared, J.D. Carroll, B.L. Boyce, Size-dependent stochastic

tensile properties in additively manufactured 316L stainless steel, Additive Manufacturing 32 (2020)

101090.

[125] L. Hitzler, J. Hirsch, B. Heine, M. Merkel, W. Hall, A. Öchsner, On the Anisotropic Mechanical

Properties of Selective Laser-Melted Stainless Steel, Materials 10(10) (2017) 1136.

[126] D.C. Kong, C.F. Dong, X.Q. Ni, L. Zhang, J.Z. Yao, C. Man, X.Q. Cheng, K. Xiao, X.G. Li, Mechanical

properties and corrosion behavior of selective laser melted 316L stainless steel after different heat

treatment processes, Journal of Materials Science & Technology 35(7) (2019) 1499-1507.

[127] N. Chen, G. Ma, W. Zhu, A. Godfrey, Z. Shen, G. Wu, X. Huang, Enhancement of an additive-

manufactured austenitic stainless steel by post-manufacture heat-treatment, Materials Science

and Engineering: A 759 (2019) 65-69.

[128] E. Tascioglu, Y. Karabulut, Y. Kaynak, Influence of heat treatment temperature on the

microstructural, mechanical, and wear behavior of 316L stainless steel fabricated by laser powder

bed additive manufacturing, The International Journal of Advanced Manufacturing Technology 107(5)

(2020) 1947-1956.

[129] DIN EN 10028-7:2016 Flat products made of steels for pressure purposes - Part 7: Stainless steels;

German version, Deutsches Institut für Normung e. V., Beuth Verlag, Berlin, 2016-10.

[130] S. Tekumalla, B. Selvarajou, S. Raman, S.B. Gao, M. Seita, The role of the solidification structure

on orientation-dependent hardness in stainless steel 316L produced by laser powder bed fusion,

Materials Science and Engineering: A 833 (2022).

[131] V.G. Smelov, A.V. Sotov, A.V. Agapovichev, T.M. Tomilina, Selective Laser Melting of Metal Powder

Of Steel 3161, IOP Conference Series: Materials Science and Engineering 142(1) (2016) 012071.

[132] D. Gu, H. Chen, Selective laser melting of high strength and toughness stainless steel parts: The

roles of laser hatch style and part placement strategy, Materials Science and Engineering: A 725

(2018) 419-427.

[133] O.O. Salman, C. Gammer, A.K. Chaubey, J. Eckert, S. Scudino, Effect of heat treatment on

microstructure and mechanical properties of 316L steel synthesized by selective laser melting,

Materials Science and Engineering: A 748 (2019) 205-212.

[134] J. Kluczynski, L. Sniezek, K. Grzelak, J. Torzewski, I. Szachogluchowicz, M. Wachowski, The

Influence of Process Parameters on the Low-Cycle Fatigue Properties of 316L Steel Parts Produced

by Powder Bed Fusion, Metallurgical and Materials Transactions A (2022).

[135] Y. Hong, C. Zhou, Y. Zheng, L. Zhang, J. Zheng, The cellular boundary with high density of

dislocations governed the strengthening mechanism in selective laser melted 316L stainless steel,

Materials Science and Engineering: A 799 (2021) 140279.

[136] X.L. Wang, J.A. Muniz-Lerma, M.A. Shandiz, O. Sanchez-Mata, M. Brochu, Crystallographic-

orientation-dependent tensile behaviours of stainless steel 316L fabricated by laser powder bed

fusion, Materials Science and Engineering: A 766 (2019).

[137] Y.-D. Im, K.-H. Kim, K.-H. Jung, Y.-K. Lee, K.-H. Song, Anisotropic Mechanical Behavior of Additive

Manufactured AISI 316L Steel, Metallurgical and Materials Transactions A 50(4) (2019) 2014-2021.

[138] C. Qiu, M.A. Kindi, A.S. Aladawi, I.A. Hatmi, A comprehensive study on microstructure and tensile

behaviour of a selectively laser melted stainless steel, Scientific Reports 8(1) (2018) 7785.

[139] S. Bahl, S. Mishra, K.U. Yazar, I.R. Kola, K. Chatterjee, S. Suwas, Non-equilibrium microstructure,

crystallographic texture and morphological texture synergistically result in unusual mechanical

properties of 3D printed 316L stainless steel, Additive Manufacturing 28 (2019) 65-77.

Literaturverzeichnis

[140] K. Akino, K. Kakehi, Strengths and Microstructure of SUS316L Fabricated by Selective Laser

Melting, Journal of the Japan Institute of Metals and Materials 80(12) (2016) 772-777.

[141] Y.J. Yin, J.Q. Sun, J. Guo, X.F. Kan, D.C. Yang, Mechanism of high yield strength and yield ratio of

316 L stainless steel by additive manufacturing, Materials Science and Engineering: A 744 (2019) 773-

777.

[142] Y.J. Yin, J.Q. Sun, J. Guo, X.F. Kan, D.C. Yang, Mechanism of high yield strength and yield ratio of

316 L stainless steel by additive manufacturing, Materials Science and Engineering: A 744 (2019) 773-

777.

[143] H.-Z. Jiang, Z.-Y. Li, T. Feng, P.-Y. Wu, Q.-S. Chen, S.-K. Yao, J.-Y. Hou, Effect of Annealing

Temperature and Strain Rate on Mechanical Property of a Selective Laser Melted 316L Stainless

Steel, Acta Metallurgica Sinica (English Letters) 35(5) (2022) 773-789.

[144] E. Orowan, Fracture and strength of solids, Reports on Progress in Physics 12(1) (1949) 185.

[145] H.J. Speidel, M.O. Speidel, Nickel and chromium-based high nitrogen alloys, Materials and

Manufacturing Processes 19(1) (2004) 95-109.

[146] T. Rashev, High nitrogen steels and metallurgy under pressure, Transactions of the Indian

Institute of Metals 55(4) (2002) 201-211.

[147] D. Hull, D.J. Bacon, Introduction to dislocations, Butterworth-Heinemann 2001.

[148] J.P. Hirth, J. Lothe, T. Mura, Theory of dislocations, Journal of Applied Mechanics 50(2) (1983) 476-

477.

[149] P.B. Hirsch, A. Kelly, Stacking-fault strengthening, The Philosophical Magazine: A Journal of

Theoretical Experimental and Applied Physics 12(119) (1965) 881-900.

[150] M. Shamsujjoha, S.R. Agnew, J.M. Fitz-Gerald, W.R. Moore, T.A. Newman, High Strength and

Ductility of Additively Manufactured 316L Stainless Steel Explained, Metallurgical and Materials

Transactions A 49(7) (2018) 3011-3027.

[151] M.S. Pham, B. Dovgyy, P.A. Hooper, Twinning induced plasticity in austenitic stainless steel 316L

made by additive manufacturing, Materials Science and Engineering: A 704 (2017) 102-111.

[152] P. Bajaj, A. Hariharan, A. Kini, P. Kürnsteiner, D. Raabe, E.A. Jägle, Steels in additive

manufacturing: A review of their microstructure and properties, Materials Science and Engineering:

A 772 (2020) 138633.

[153] K. Saeidi, M. Neikter, J. Olsen, Z.J. Shen, F. Akhtar, 316L stainless steel designed to withstand

intermediate temperature, Materials & Design 135 (2017) 1-8.

[154] D. Molnár, X. Sun, S. Lu, W. Li, G. Engberg, L. Vitos, Effect of temperature on the stacking fault

energy and deformation behaviour in 316L austenitic stainless steel, Materials Science and

Engineering: A 759 (2019) 490-497.

[155] C.A. Bronkhorst, S. Kalidindi, L. Anand, Polycrystalline plasticity and the evolution of

crystallographic texture in FCC metals, Philosophical Transactions of the Royal Society of London.

Series A: Physical and Engineering Sciences 341(1662) (1992) 443-477.

[156] S.N. Monteiro, F.M. Margem, V.S. Candido, A.B.-H.d.S. Figueiredo, High Temperature Plastic

Instability and Dynamic Strain Aging in the Tensile Behavior of AISI 316 Stainless Steel, Materials

Research 20 (2017).

[157] B. Choudary, Influence of strain rate and temperature on tensile deformation and fracture

behavior of type 316L (N) austenitic stainless steel, Metallurgical and Materials Transactions A 45

(2014) 303-316.

[158] D.W. Kim, W.-S. Ryu, J.H. Hong, S.-K. Choi, Effect of nitrogen on the dynamic strain ageing

behaviour of type 316L stainless steel, Journal of Materials Science 33 (1998) 675-679.

[159] C.-H. Yu, A. Leicht, V. Luzin, M. Busi, E. Polatidis, M. Strobl, R. Peng, J. Moverare, Effect of Stress

Relief Heat Treatment on Low Cycle Fatigue Behaviours of Lpbf Stainless Steel 316l, SSRN Electronic

Journal (2022).

[160] K.U. Garthe, K.P. Hoyer, L. Hagen, W. Tillmann, M. Schaper, Correlation between pre- and post-

treatments of additively manufactured 316L parts and the resulting low cycle fatigue behavior, Rapid

Prototyping Journal 28(5) (2022) 833-840.

[161] J. Kluczynski, L. Sniezek, K. Grzelak, J. Torzewski, I. Szachogluchowicz, A. Ozieblo, K. Perkowski, M.

Wachowski, M. Malek, The Influence of Heat Treatment on Low Cycle Fatigue Properties of

Selectively Laser Melted 316L Steel, Materials 13(24) (2020).

Literaturverzeichnis

xxi

[162] W. Beard, R. Lancaster, J. Adams, D. Buller, Fatigue Performance of Additively Manufactured

Stainless Steel 316L for Nuclear Applications, 2020.

[163] L.Q. Cui, F.Q. Jiang, R.L. Peng, R.T. Mousavian, Z.Q. Yang, J. Moverare, Dependence of

microstructures on fatigue performance of polycrystals: A comparative study of conventional and

additively manufactured 316L stainless steel, International Journal of Plasticity 149 (2022).

[164] P. Kumar, R. Jayaraj, J. Suryawanshi, U.R. Satwik, J. McKinnell, U. Ramamurty, Fatigue strength

of additively manufactured 316L austenitic stainless steel, Acta Materialia 199 (2020) 225-239.

[165] Y. Cao, Z. Moumni, J. Zhu, Y. Zhang, Y. You, W. Zhang, Comparative Investigation of the Fatigue

Limit of Additive-Manufactured and Rolled 316 Steel Based on Self-Heating Approach, Engineering

Fracture Mechanics 223 (2020) 106746.

[166] L.Q. Cui, F.Q. Jiang, D.Y. Deng, T.Z. Xin, X.Y. Sun, R.T. Mousavian, R.L. Peng, Z.Q. Yang, J. Moverare,

Cyclic response of additive manufactured 316L stainless steel: The role of cell structures, Scripta

Materialia 205 (2021).

[167] L.Q. Cui, D.Y. Deng, F.Q. Jiang, R.L. Peng, T.Z. Xin, R.T. Mousavian, Z.Q. Yang, J. Moverare, Superior

low cycle fatigue property from cell structures in additively manufactured 316L stainless steel,

Journal of Materials Science & Technology 111 (2022) 268-278.

[168] C. Elangeswaran, A. Cutolo, G.K. Muralidharan, K. Vanmeensel, B. Van Hooreweder,

Microstructural analysis and fatigue crack initiation modelling of additively manufactured 316L after

different heat treatments, Materials & Design 194 (2020) 108962.

[169] C. Elangeswaran, A. Cutolo, G.K. Muralidharan, C. de Formanoir, F. Berto, K. Vanmeensel, B. Van

Hooreweder, Effect of post-treatments on the fatigue behaviour of 316L stainless steel

manufactured by laser powder bed fusion, International Journal of Fatigue 123 (2019) 31-39.

[170] B. Blinn, F. Krebs, M. Ley, R. Teutsch, T. Beck, Determination of the influence of a stress-relief

heat treatment and additively manufactured surface on the fatigue behavior of selectively laser

melted AISI 316L by using efficient short-time procedures, International Journal of Fatigue 131

(2020).

[171] B. Blinn, M. Klein, C. Gläßner, M. Smaga, J.C. Aurich, T. Beck, An Investigation of the Microstructure

and Fatigue Behavior of Additively Manufactured AISI 316L Stainless Steel with Regard to the

Influence of Heat Treatment, Metals 8(4) (2018) 220.

[172] H. Roirand, A. Hor, B. Malard, N. Saintier, Effect of Laser-Scan Strategy on Microstructure and

Fatigue Properties of 316L Additively Manufactured Stainless Steel, Fatigue & Fracture of

Engineering Materials & Structures 46(1) (2023) 32-48.

[173] J. Zhou, Z. Sun, P. Kanouté, D. Retraint, Experimental analysis and constitutive modelling of cyclic

behaviour of 316L steels including hardening/softening and strain range memory effect in LCF

regime, International Journal of Plasticity 107 (2018) 54-78.

[174] J. Polák, V. Mazánová, M. Heczko, R. Petráš, I. Kuběna, L. Casalena, J. Man, The Role of Extrusions

and Intrusions in Fatigue Crack Initiation, Engineering Fracture Mechanics 185 (2017) 46-60.

[175] P. Spätig, M. Heczko, T. Kruml, H.P. Seifert, Influence of mean stress and light water reactor

environment on fatigue life and dislocation microstructures of 316L austenitic steel, Journal of

Nuclear Materials 509 (2018) 15-28.

[176] M. Heilmaier, H.J. Maier, A. Jung, M. Nganbe, F.E.H. Müller, H.J. Christ, Cyclic stress–strain response

of the ODS nickel-base, superalloy PM 1000 under variable amplitude loading at high temperatures,

Materials Science and Engineering: A 281(1) (2000) 37-44.

[177] H.-J. Christ, Cyclic stress-strain response of metals and alloys modelling on a microstructural basis,

Zeszyty Naukowe. Mechanika/Politechnika Opolska (84) (2005) 53-72.

[178] M. Li, X. Zhang, W.-Y. Chen, T.S. Byun, Creep behavior of 316 L stainless steel manufactured by

laser powder bed fusion, Journal of Nuclear Materials 548 (2021) 152847.

[179] K.B. Yoon, V.H. Dao, J.M. Yu, Effects of Build Direction on Tensile and Creep Properties of 316L

Stainless Steel Produced by Selective Laser Melting, Fatigue & Fracture of Engineering Materials &

Structures n/a(n/a) (2020).

[180] J.M. Yu, V.H. Dao, K.B. Yoon, Investigation of creep behavior of 316L stainless steel produced by

selective laser melting with various processing parameters, Journal of Mechanical Science and

Technology (2020).

Literaturverzeichnis

xxii

[181] Q. Chao, S. Thomas, N. Birbilis, P. Cizek, P.D. Hodgson, D. Fabijanic, The effect of post-processing

heat treatment on the microstructure, residual stress and mechanical properties of selective laser

melted 316L stainless steel, Materials Science and Engineering: A 821 (2021) 141611.

[182] P. Deng, H. Yin, M. Song, D. Li, Y. Zheng, B.C. Prorok, X. Lou, On the Thermal Stability of Dislocation

Cellular Structures in Additively Manufactured Austenitic Stainless Steels: Roles of Heavy Element

Segregation and Stacking Fault Energy, JOM 72(12) (2020) 4232-4243.

[183] K. Saeidi, X. Gao, F. Lofaj, L. Kvetkova, Z.J. Shen, Transformation of austenite to duplex austenite-

ferrite assembly in annealed stainless steel 316L consolidated by laser melting, Journal of Alloys and

Compounds 633 (2015) 463-469.

[184] J.D. Roehling, W.L. Smith, T.T. Roehling, B. Vrancken, G.M. Guss, J.T. McKeown, M.R. Hill, M.J.

Matthews, Reducing residual stress by selective large-area diode surface heating during laser

powder bed fusion additive manufacturing, Additive Manufacturing 28 (2019) 228-235.

[185] A. Yadollahi, N. Shamsaei, S.M. Thompson, D.W. Seely, Effects of process time interval and heat

treatment on the mechanical and microstructural properties of direct laser deposited 316L stainless

steel, Materials Science and Engineering: A 644 (2015) 171-183.

[186] J. Kluczyński, L. Śnieżek, K. Grzelak, A. Oziębło, K. Perkowski, J. Torzewski, I. Szachogłuchowicz, K.

Gocman, M. Wachowski, B. Kania, Comparison of Different Heat Treatment Processes of Selective

Laser Melted 316L Steel Based on Analysis of Mechanical Properties, Materials 13(17) (2020) 3805.

[187] A. Riemer, S. Leuders, M. Thone, H.A. Richard, T. Troster, T. Niendorf, On the Fatigue Crack Growth

Behavior in 316L Stainless Steel Manufactured by Selective Laser Melting, Engineering Fracture

Mechanics 120 (2014) 15-25.

[188] X. Chen, J. Li, X. Cheng, H. Wang, Z. Huang, Effect of heat treatment on microstructure,

mechanical and corrosion properties of austenitic stainless steel 316L using arc additive

manufacturing, Materials Science and Engineering: A 715 (2018) 307-314.

[189] G. Mohr, N. Scheuschner, K. Hilgenberg, In situ heat accumulation by geometrical features

obstructing heat flux and by reduced inter layer times in laser powder bed fusion of AISI 316L

stainless steel, Procedia CIRP 94 (2020) 155-160.

[190] A. Charmi, R. Falkenberg, L. Ávila, G. Mohr, K. Sommer, A. Ulbricht, M. Sprengel, R. Saliwan

Neumann, B. Skrotzki, A. Evans, Mechanical anisotropy of additively manufactured stainless steel

316L: An experimental and numerical study, Materials Science and Engineering: A 799 (2021) 140154.

[191] DIN 50125:2016-12 Testing of metallic materials - Tensile test pieces, Deutsches Institut für

Normung e. V. (DIN), Beuth Verlag, Berlin, 2016.

[192] DIN EN ISO 6892-1:2017-02 Metallic materials - Tensile testing Part 1: Methode of test at room

temperature, Deutsches Institut für Normung e. V. (DIN), Beuth Verlag, Berlin, 2017.

[193] DIN EN ISO 6892-2: 2018-09 Metallic materials - Tensile testing - Part 2: Methode of test at

elevated temperture, Deutsches Institut für Normung e. V. (DIN), Beuth Verlag, Berlin, 2018.

[194] W. Gabauer, The determination of uncertainties in tensile testing, Manual of Codes of Practice

for the Determination of Uncertainties in Mechanical Tests on Metallic Materials (2000).

[195] ASTM E1875-20, Standard Test Method for Dynamic Young's Modulus, Shear Modulus, and

Poisson's Ratio by Sonic Resonance, ASTM International, West Conshohocken, PA, USA, 2020.

[196] ISO 12106:2017: Metallic materials -- Fatigue testing -- Axial-strain-controlled method,

International Organization for Standardization, Geneva, 2017.

[197] DIN EN ISO 4287:2010-07, Geometrical Product Specifications (GPS) - Surface texture: Profile

method - Terms, definitions and surface texture parameters, Beuth Verlag GmbH, Berlin, Germany,

2010., 2010.

[198] ISO 23788:2012: Metallic materials - Verification of the alignment of fatigue testing machines,

in: I.O.f. Standardization (Ed.) Switzerland, Beuth Verlag GmbH, 2012.

[199] E. e.V., Guidelines on the Calibration of Thermocouples, EURAMET Calibration Guide No. 8,

Braunschweig, Germany, 2020.

[200] E. e.V., Guidelines on the Calibration of Temperature Indicators and Simulators by Electrical

Simulation and Measurement, EURAMET Calibration Guide No. 11, Braunschweig, Germany, 2007.

[201] M. Yakout, M.A. Elbestawi, S.C. Veldhuis, A study of thermal expansion coefficients and

microstructure during selective laser melting of Invar 36 and stainless steel 316L, Additive

Manufacturing 24 (2018) 405-418.

Literaturverzeichnis

xxiii

[202] Material Datasheet 1.4404, 2006. (Accessed February 2020).

[203] DIN EN ISO 204:2019-04: Metallische Werkstoffe - Einachsiger Zeitstandversuch unter

Zugbeanspruchung - Prüfverfahren (ISO 204:2018); Deutsche Fassung EN ISO 204:2018,

International Organization for Standardization, 2019.

[204] DIN EN ISO 7500-2:2007-04: Metallische Werkstoffe - Prüfung von statischen einachsigen

Prüfmaschinen - Teil 2: Zeitstandprüfmaschinen für Zugbeanspruchung - Prüfung der

angewendeten Kraft (ISO 7500-2:2006); Deutsche Fassung EN ISO 7500-2:2006, International

Organization for Standardization, 2007-4.

[205] C.T.S. Rueden, J. & Hiner, M. C. et al., BMC Bioinformatics 18:529, PMID 29187165, "ImageJ2: ImageJ

for the next generation of scientific image data", BMC Bioinformatics 18:529, PMID 29187165, 2017.

[206] F. Bachmann, R. Hielscher, H. Schaeben, Texture analysis with MTEX–free and open source

software toolbox, Solid State Phenomena, Trans Tech Publ, 2010, pp. 63-68.

[207] W. Zhou, Z.L. Wang, Scanning microscopy for nanotechnology: techniques and applications,

Springer Science & Business Media 2007.

[208] ASTM E112-13 Standard Test Methods for Determining Average Grain Size, ASTM International,

West Conshohocken, PA, 2013.

[209] ISO 13067:2020 Microbeam analysis - Electron backscatter diffraction - Measurement of average

grain size, International Organization for Standardization, Geneva, 2020.

[210] J. Darbon, A. Cunha, T.F. Chan, S. Osher, G.J. Jensen, Fast nonlocal filtering applied to electron

cryomicroscopy, 2008 5th IEEE International Symposium on Biomedical Imaging: From Nano to

Macro, 2008, pp. 1331-1334.

[211] A.a.C. Buades, Bartomeu and Morel, Jean-Michel, Non-Local Means Denoising, Image Processing

On Line 1 (2011) 208--212.

[212] J. Schindelin, I. Arganda-Carreras, E. Frise, V. Kaynig, M. Longair, T. Pietzsch, S. Preibisch, C.

Rueden, S. Saalfeld, B. Schmid, J.-Y. Tinevez, D.J. White, V. Hartenstein, K. Eliceiri, P. Tomancak, A.

Cardona, Fiji: an open-source platform for biological-image analysis, Nature Methods 9(7) (2012) 676-

682.

[213] S. Berg, D. Kutra, T. Kroeger, C.N. Straehle, B.X. Kausler, C. Haubold, M. Schiegg, J. Ales, T. Beier,

M. Rudy, K. Eren, J.I. Cervantes, B. Xu, F. Beuttenmueller, A. Wolny, C. Zhang, U. Koethe, F.A.

Hamprecht, A. Kreshuk, ilastik: interactive machine learning for (bio)image analysis, Nature Methods

16(12) (2019) 1226-1232.

[214] M.E. Fitzpatrick, A.T. Fry, P. Holdway, F. Kandil, J. Shackleton, L. Suominen, Determination of

residual stresses by X-ray diffraction, (2005).

[215] T. Poeste, R.C. Wimpory, R. Schneider, The New and Upgraded Neutron Instruments for Materials

Science at HMI - Current Activities in Cooperation with Industry, Materials Science Forum 524-525

(2006) 223-228.

[216] DIN EN ISO 6507-1: 2018-07 Metallic materials - Vickers hardness test - Part 1: Test method,

Deutsches Institut für Normung e. V. (DIN), Beuth Verlag, Berlin, 2018.

[217] A. Ulbricht, L.A. Ávila Calderón, K. Sommer, G. Mohr, A. Evans, B. Skrotzki, G. Bruno, Evolution of

Creep Damage of 316L Produced by Laser Powder Bed Fusion, Advanced Engineering Materials 25(12)

(2023) 2201581.

[218] B. Rehmer, F. Bayram, L.A. Ávila Calderón, G. Mohr, B. Skrotzki, Elastic modulus data for additively

and conventionally manufactured variants of Ti-6Al-4V, IN718 and AISI 316 L, Scientific Data 10(1)

(2023) 474.

[219] A. Ulbricht, Multi-scale correlation between defects and internal stresses in additively

manufactured AISI316L structures

Mehrskalige Korrelation zwischen Defekten und Spannungen in additiv gefertigten Strukturen aus

Edelstahl 316L (1.4404), 2023.

[220] P. Dolzhenko, M. Tikhonova, M. Odnobokova, R. Kaibyshev, A. Belyakov, On Grain Boundary

Engineering for a 316L Austenitic Stainless Steel, Metals 12(12) (2022) 2185.

[221] M.A. Tschopp, S.P. Coleman, D.L. McDowell, Symmetric and asymmetric tilt grain boundary

structure and energy in Cu and Al (and transferability to other fcc metals), Integrating Materials and

Manufacturing Innovation 4(1) (2015) 176-189.

Literaturverzeichnis

xxiv

[222] DIN EN ISO 643:2013-05 Steel - Microphotographic determination of the apparent grain size,

Deutsches Institut für Normung e. V. (DIN), Beuth Verlag, Berlin, 2013.

[223] M. Mokhtari, P. Pommier, Y. Balcaen, J. Alexis, Laser Welding of AISI 316L Stainless Steel

Produced by Additive Manufacturing or by Conventional Processes, Journal of Manufacturing and

Materials Processing 5(4) (2021) 136.

[224] Origin, Version Number (e.g. "Version 2020"). OriginLab Corporation, Northampton, MA, USA.

[225] G. Mohr, S.J. Altenburg, K. Hilgenberg, Effects of inter layer time and build height on resulting

properties of 316L stainless steel processed by laser powder bed fusion, Additive Manufacturing 32

(2020) 101080.

[226] F. Kandil, The determination of uncertainties in low cycle fatigue testing, Manual of Codes of

Practice for the Determination of Uncertainties in Mechanical Tests on Metallic Materials 1 (2000) 1-

28.

[227] M. Jürgens, Verhalten des hochwarmfesten Stahles P92 unter zyklischen thermo-mechanischen

Bedingungen in lastflexiblen Dampfkraftwerken, Berlin, 2020, pp. 1-144.

[228] H.J. Maier, T. Niendorf, R. Bürgel, Handbuch Hochtemperatur-Werkstofftechnik : Grundlagen,

Werkstoffbeanspruchungen, Hochtemperaturlegierungen und -beschichtungen, 6., überarbeitete

und erweiterte Auflage ed., Springer Vieweg, Wiesbaden, 2019.

[229] C.A. Lewinsohn, Mechanical Behavior of Materials by Norman E. Dowling, Taylor & Francis 2000.

[230] B. Skrotzki, J. Olbricht, H.-J. Kühn, High temperature mechanical testing of metals, Handbook of

Mechanics of Materials, Springer Nature Singapore Pte Ltd. 2018, pp. 1-38.

[231] Q.H. Le, B. Balzer, „Auffällige große Streifen“ im Schwingbruch, Treffen der AG Fraktographie im

Gemeinschaftsausschuss Rasterelektronenmikroskopie in der Materialprüfung, Online meeting,

2021.

[232] V.D. Ingenieure, VDI Richtlinie 3822: Schadensanalyse, Grundlagen, Begriffe, Ablauf einer

Schadensanalyse, Dokumentation., 2008.

[233] L.R. Chen, X.Z. Xiao, L. Yu, H.J. Chu, H.L. Duan, Texture evolution and mechanical behaviour of

irradiated face-centred cubic metals, Proceedings of the Royal Society A: Mathematical, Physical and

Engineering Sciences 474(2210) (2018) 20170604.

[234] T. Mishurova, K. Artzt, J. Haubrich, G. Requena, G. Bruno, New aspects about the search for the

most relevant parameters optimizing SLM materials, Additive Manufacturing 25 (2019) 325-334.

[235] DIN EN ISO 18265:2014-02: Metallic materials - Conversion of hardness values, Deutsches Institut

für Normung e. V. (DIN), Berlin, 2014.

[236] O. J. M., L. B. G., C. S. W., L. S. W., C. G. S., L. J. W., Oxygen effects on the mechanical properties

and lattice strain of Ti and Ti-6Al-4V, Metals and Materials International 17(5) (2011) 733-736.

[237] A. D. J., G. F. J., Hardness, strength, and elongation correlations for some titanium-base alloys.

Published online: 19 Jul 2013., Metals Technology 1(1) (1974) 483-489.

[238] E. Pavlina, C. Van Tyne, Correlation of yield strength and tensile strength with hardness for steels,

Journal of Materials Engineering and Performance 17 (2008) 888-893.

[239] J.T. Busby, M.C. Hash, G.S. Was, The relationship between hardness and yield stress in irradiated

austenitic and ferritic steels, Journal of Nuclear Materials 336(2-3) (2005) 267-278.

[240] N. Haghdadi, M. Laleh, M. Moyle, S. Primig, Additive manufacturing of steels: a review of

achievements and challenges, Journal of Materials Science 56(1) (2021) 64-107.

[241] D. Santonocito, S. Fintová, V. Di Cocco, F. Iacoviello, G. Risitano, D. D'Andrea, Comparison on

Mechanical Behavior and Microstructural Features Between Traditional and AM AISI 316L, Fatigue &

Fracture of Engineering Materials & Structures 46(2) (2023) 379-395.

[242] D. Kong, C. Dong, X. Ni, Z. Liang, C. Man, X. Li, Hetero-deformation-induced stress in additively

manufactured 316L stainless steel, Materials Research Letters 8(10) (2020) 390-397.

[243] O. Zinovieva, V. Romanova, R. Balokhonov, Effects of scanning pattern on the grain structure

and elastic properties of additively manufactured 316L austenitic stainless steel, Materials Science

and Engineering: A 832 (2022) 142447.

[244] O. Zinovieva, A. Zinoviev, V. Romanova, R. Balokhonov, Three-dimensional analysis of grain

structure and texture of additively manufactured 316L austenitic stainless steel, Additive

Manufacturing 36 (2020) 101521.

Literaturverzeichnis

xxv

[245] ASTM International - WK85120: New Test Method for Additive Manufacturing -- Measurement

of grain size distribution in additively manufacture materials. 2023).

[246] G.E. Dieter, D.J. Bacon, D. Bacon, Mechanical Metallurgy - SI Metric ed., McGraw-Hill 1988.

[247] R. Shrestha, J. Simsiriwong, N. Shamsaei, Fatigue behavior of additive manufactured 316L

stainless steel parts: Effects of layer orientation and surface roughness, Additive Manufacturing 28

(2019) 23-38.

[248] B. Wilshire, M. Willis, Mechanisms of strain accumulation and damage development during creep

of prestrained 316 stainless steels, Metallurgical and Materials Transactions A 35(2) (2004) 563-571.

[249] R.E. Schramm, R.P. Reed, Stacking fault energies of seven commercial austenitic stainless steels,

Metallurgical Transactions A 6(7) (1975) 1345.

[250] G. Nolze, M. Jürgens, J. Olbricht, A. Winkelmann, Improving the precision of orientation

measurements from technical materials via EBSD pattern matching, Acta Materialia 159 (2018) 408-

415.

[251] N. Harshavardhana, S.P.S.S. Sivam, G. Kumar, A.K. Saxena, A Comparative Study on

Misorientations to Determine the Extent of Recrystallization in Pure ETP Copper, Physics of Metals

and Metallography 122(13) (2021) 1279-1287.

[252] D.N. Githinji, Characterisation of Plastic and Creep Strains from Lattice Orientation

Measurements, Open University (United Kingdom) 2014.

[253] R. Yoda, T. Yokomaku, N. Tsuji, Plastic deformation and creep damage evaluations of type 316

austenitic stainless steels by EBSD, Materials Characterization 61(10) (2010) 913-922.

[254] E. Macherauch, Introduction to Residual Stress, Advances in surface treatments 4 (2014) 1-36.

[255] N.S.M. Nasir, M.K.A.A. Razab, S. Mamat, M. Iqbal, Review on welding residual stress, stress 2(5)

(2006) 8-10.

[256] J. Polak, Cyclic plasticity and low cycle fatigue life of metals, Elsevier Amsterdam 1991.

[257] J.-P. Poirier, Creep of Crystals: High-Temperature Deformation Processes in Metals, Ceramics and

Minerals, Cambridge University Press, Cambridge, 1985.

[258] J. Weertman, Dislocation climb theory of steady-state creep, Transactions of the American

Society of Metals 61 (1968) 681-694.

[259] S. Takeuchi, A.S. Argon, Steady-state creep of single-phase crystalline matter at high

temperature, Journal of Materials Science 11(8) (1976) 1542-1566.

[260] J.K.L. Lai, A review of precipitation behaviour in AISI type 316 stainless steel, Materials Science

and Engineering 61(2) (1983) 101-109.

[261] D. Morris, D. Harries, Creep and rupture in Type 316 stainless steel at temperatures between 525

and 900 C Part I: Creep rate, Metal science 12(11) (1978) 525-531.

[262] R. Stoltz, J. Vander Sande, The effect of nitrogen on stacking fault energy of Fe-Ni-Cr-Mn steels,

Metallurgical Transactions A 11(6) (1980) 1033-1037.

[263] O.D. Sherby, P.M. Burke, Mechanical behavior of crystalline solids at elevated temperature,

Progress in Materials Science 13 (1968) 323-390.

[264] M.F. Ashby, C. Gandhi, D.M.R. Taplin, Overview No. 3 Fracture-mechanism maps and their

construction for f.c.c. metals and alloys, Acta Metallurgica 27(5) (1979) 699-729.

[265] H.-J. Christ, Ermüdungsverhalten metallischer Werkstoffe, Wiley-VCH 2009.

[266] G. Baudry, A. Pineau, Influence of strain-induced martensitic transformation on the low-cycle

fatigue behavior of a stainless steel, Materials Science and Engineering 28(2) (1977) 229-242.

[267] F. Lecroisey, A. Pineau, Martensitic transformations induced by plastic deformation in the Fe-Ni-

Cr-C system, Metallurgical and Materials Transactions B 3 (1972) 391-400.

[268] P. Ganesh, R. Kaul, G. Sasikala, H. Kumar, S. Venugopal, P. Tiwari, S. Rai, R.C. Prasad, L.M.

Kukreja, Fatigue Crack Propagation and Fracture Toughness of Laser Rapid Manufactured Structures

of AISI 316L Stainless Steel, Metallography, Microstructure, and Analysis 3(1) (2014) 36-45.

[269] F. Jia, Z. Yishuai, Mechanism of crack initiation and propagation of 316LN stainless steel during

the high temperature tensile deformation, Materials Research Express (2020).

[270] S. Wang, M. Zhang, H. Wu, B. Yang, Study on the dynamic recrystallization model and mechanism

of nuclear grade 316LN austenitic stainless steel, Materials Characterization 118 (2016) 92-101.

[271] M. Jin, B. Lu, X.-g. Liu, H. Guo, H.-p. Ji, B.-f. Guo, Static Recrystallization Behavior of 316LN

Austenitic Stainless Steel, Journal of Iron and Steel Research International 20(11) (2013) 67-72.

Literaturverzeichnis

xxvi

[272] T. Fischer, B. Kuhn, D. Rieck, A. Schulz, R. Trieglaff, M.B. Wilms, Fatigue Cracking of Additively

Manufactured Materials—Process and Material Perspectives, Applied Sciences 10(16) (2020) 5556.

[273] B. Kuhn, M. Talik, T. Fischer, X. Fan, Y. Yamamoto, J. Lopez Barrilao, Science and Technology of

High Performance Ferritic (HiperFer) Stainless Steels, Metals 10(4) (2020) 463.

[274] Y.-D. Li, L.-L. Zhang, Y.-H. Fei, X.-Y. Liu, M.-X. Li, On the formation mechanisms of fine granular

area (FGA) on the fracture surface for high strength steels in the VHCF regime, International Journal

of Fatigue 82 (2016) 402-410.

[275] Y.D. Li, W.M. Guo, N. Xu, X.F. Wu, J.B. Shi, H. Ma, Crack growth process in GBF area of SUJ2 bearing

steel in very high cycle fatigue regime, Materials Science and Technology 29(12) (2013) 1463-1469.

[276] K. Shiozawa, Y. Morii, S. Nishino, L. Lu, Subsurface crack initiation and propagation mechanism

in high-strength steel in a very high cycle fatigue regime, International Journal of Fatigue 28(11)

(2006) 1521-1532.

[277] P. Grad, B. Reuscher, A. Brodyanski, M. Kopnarski, E. Kerscher, Mechanism of fatigue crack

initiation and propagation in the very high cycle fatigue regime of high-strength steels, Scripta

Materialia 67(10) (2012) 838-841.

[278] H. Riedel, Fracture at High Temperatures, Springer Berlin Heidelberg1987.

[279] R.E. Smallman, A.H.W. Ngan, Chapter 15 - Creep, Fatigue and Fracture, in: R.E. Smallman, A.H.W.

Ngan (Eds.), Modern Physical Metallurgy (Eighth Edition), Butterworth-Heinemann, Oxford, 2014,

pp. 571-616.

[280] A.S. Argon, Intergranular cavitation in creeping alloys, Scripta Metallurgica 17(1) (1983) 5-12.

[281] T.M. Devine, The mechanism of sensitization of austenitic stainless steel, Corrosion Science 30(2)

(1990) 135-151.

[282] C. Gandhi, M.F. Ashby, Overview no. 5: Fracture-mechanism maps for materials which cleave:

F.C.C., B.C.C. and H.C.P. metals and ceramics, Acta Metallurgica 27(10) (1979) 1565-1602.

[283] D.G. Morris, D.R. Harries, Wedge crack nucleation in Type 316 stainless steel, Journal of Materials

Science 12(8) (1977) 1587-1597.

[284] T.I. Zohdi, M. Kachanov, I. Sevostianov, On perfectly plastic flow in porous material, International

Journal of Plasticity 18(12) (2002) 1649-1659.

[285] ISO 12106:2003: Metallic materials -- Fatigue testing -- Axial-strain-controlled method,

International Organization for Standardization, Geneva, 2003.

[286] E. Haibach, Betriebsfestigkeit, Springer 2006.

Abbildungsverzeichnis 
 
xxvii 
Abbildungsverzeichnis 
Abbildung  1-1.  Schematische  Darstellung  des  das  Laser-Pulverbettschmelzens  (PBF-LB/M). 
Reproduziert und modifiziert aus [10]. .................................................................................................. 2 
Abbildung  1-2.  Darstellung  der  Beziehung  Fertigungsprozess ↔ Mikrostruktur ↔ Eigenschaften  bei 
der additiven Fertigung metallischer Werkstoffe. Basiert auf der Arbeit von DebRoy et al. [6]. ..... 3 
Abbildung  2-1.  Ergänzende  Bilder  zum  besseren  Verständnis  der  im  Text  dargestellten  typischen 
mikrostrukturellen Merkmale des As-Built-Werkstoffzustands von PBF-LB/M/316L. a) Darstellung 
der hierarchischen Natur der PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur, b) Bilder zu den gerichteten Zellen, 
dem Zellenwachstum und der Texturentwicklung, c) Gasporen und  Bindefehler (in  diesem Fall 
DED-L/M/Ti-6Al-4V),  BD:  Aufbaurichtung  (engl.  Building  Direction).  Abbildung  a)  wurde  aus 
Wang et al. [56] mit Genehmigung von Copyright © 2017, Springer Nature Limited reproduziert und 
modifiziert.  Abbildung b)  wurde  aus  Bildern  aus  Chen et al.  [16]  (Genehmigung  durch  ©  2022 
Elsevier  B.V.  All  rights  reserved),  Sun  et  al.  [67]  (lizensiert  nach  CC BY,  Copyright 2018,  The 
Author(s)), und Voisin et al. [65] (Genehmigung durch © 2020 Acta Materialia Inc. Published by 
Elsevier Ltd. All rights reserved) erstellt. Abbildung c) wurde reproduziert und modifiziert aus Ávila 
Calderón et al. [102] lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Wiley-VCH GmbH (2021). ....................... 10 
Abbildung 2-2. Auswirkung der Wärmebehandlungstemperatur auf die PBF-LB/M/316L-Mikrostruktur. 
a)  IPF-Karten    und  Polfiguren,  b)  Zellstruktur  nach  Wärmebehandlungen  bei  verschiedenen 
Temperaturen (i-iv), wobei HAADF-STEM-Abbildungen bei zwei Vergrößerungen an Proben gezeigt 
werden, die bei 600, 800, 1000 bzw. 1200 °C wärmebehandelt wurden. Die Abbildung wurde aus 
Bildern aus der Arbeit von Voisin et al. [65] entnommen mit Genehmigung durch © 2020 Acta 
Materialia Inc. Published by Elsevier Ltd. All rights reserved reproduziert. ........................................ 20 
Abbildung 4-1. Exemplarische Darstellung der PBF-LB/M/316L-Rohlinge (Türme und Wände, Projekt 
AGIL).  a)  exemplarische  Aufnahmen  der  verwendeten  Rohlinge  (oben)  und  Darstellung  zur 
Scan-Strategie und Lage von Prüfkörpern innerhalb der Rohlinge, b) Schematische Darstellung und 
Aufnahme der Baujobs (links) für die Herstellung der vertikalen PBF-LB/M/316L-Rohlinge (Türme). 
Bei  Abbildung  a)  wurden  Abbildungen  aus  Charmi et al.  [190],  lizensiert  nach  CC BY 4.0, 
Copyright Elsevier (2022), reproduziert und modifiziert. ................................................................... 26 
Abbildung  5-1.  Ausgangsmikrostruktur  (LM)  bei  Raumtemperatur  im  geätzten  Zustand.  a)  und  b) 
PBF-LB/M/316L/HT450-Werkstoffzustand,  c)  und  d)  HR/316L-Werkstoffvariante.  Die 
Koordinaten wurden im Abschnitt 4.1 erklärt. In allen Bildern entspricht z der Belastungsrichtung. 
Reproduziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).37 
Abbildung  5-2.  Ausgangsmikrostruktur  bei  Raumtemperatur  (BF-STEM).  a),  b)  und  c): 
PBF-LB/M/316L/HT450-Werkstoffzustand, d), e) und f): HR/316L-Werkstoffvariante. b) und e): 
Übersicht, c) und f): höhere Vergrößerung zeigt Detail von weißen Rechtecken in b) und e). Die 
Koordinaten wurden im Abschnitt 4.1 erklärt. Reproduziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert 
nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). .......................................................................................... 38 
Abbildung  5-3.  Weitere  mikrostrukturelle  Merkmale  der  HR/316L-Variante  und  der  As-Built  und 
HT450-Zustände.  a)  Missorientierungsverteilungen  (REM-EBSD),  b)  Korngrößenverteilungen 
(REM-EBSD),  c) Polfiguren  zur  Darstellung  der  Textur  (REM-EBSD),  d)  IPF-Karten  (drei  ersten 
Abbildungen)  und  Missorientierungskarte  (ganz  rechts,  REM-EBSD),  e)  kleinste  beobachtete 
Hohlräume (gelbe Pfeile, REM-RE). ..................................................................................................... 39 
Abbildung  5-4.  Mikrostruktur  des  HT900-Zustands.  a) Lichtmikroskopische  Aufnahme  parallel  zur 
Aufbaurichtung (z), b) IPF-Karten und c) Polfigur zur Darstellung der Textur (REM-EBSD), d) und e) 
Missorientierungs-  und  Korngrößenverteilungen  (REM-EBSD),  f)  REM-RE-Aufnahme  und 
Elementkarten (REM-EDX). GB: (Großwinkel-)korngrenze, MPB: Schmelzbadgrenze. ................... 43 
Abbildung 5-5. Effekt der Wärmebehandlung auf die gerichtete Zellstruktur der drei untersuchten PBF-
LB/M/316L-Werkstoffzustände  anhand  von  REM-RE-Aufnahmen  im  geätzten  Zustand. 
a) As-Built-, b) HT450-, c) HT900-Zustand. MPB: Schmelzbadgrenze. ........................................... 44 

Abbildungsverzeichnis 
 
xxviii 
Abbildung 5-6. BF-STEM-Aufnahmen des a) bis c) HT450-Zustands, als Ergänzung zur Abbildung 5-2, 
und d) bis  i) des HT900-Zustands. CW: Zellwand, SGB: Subkorngrenze, schwarze Pfeile  zeigen 
(exemplarisch) Partikel und blaue Pfeile Versetzungsnetzwerke. .................................................... 45 
Abbildung 5-7. Ergebnisse der Untersuchung an den drei benachbarten Ebenen des HT450-Zustands 
der PBF-LB/M/316L-Variante. a) und b) parallel zur Aufbaurichtung, c) senkrecht dazu. Bei allen 
Diagrammen ist die Aufbaurichtung entlang z (in c) senkrecht zum Bildschirm). Die Mittelwerte 
inkl. erweiterte Messunsicherheit, 𝑈𝑀, sind jeweils angegeben. ..................................................... 47 
Abbildung 5-8. a) Härte des HT450-Zustands, „o“ und „u“ stehen für obere und untere Reststücke, b) 
Vergleich der Härte aller untersuchten Werkstoffzustände. ............................................................ 48 
Abbildung  5-9.  a)  Spannungs-Dehnungs-Kurven  der  As-Built  und  HT450-Zustände,  sowie  der 
HR/316L-Variante  bei  Raum-  und  Hochtemperatur.  Die  Kurven  sind  bis  zur  Abnahme  des 
Dehnungsaufnehmers dargestellt. Ausschließlich die bei 650 °C getestete HT450-Zugprobe ist vor 
Abnahme des Dehnungsaufnehmers gebrochen, b) Verfestigungsquotienten. In b) verbinden die 
durchzogenen Linien die Mittelwerte der Verfestigungsquotienten bei jeder Prüftemperatur. .... 49 
Abbildung 5-10. Kennwerte aus Zugversuchen der As-Built- und HT450-Zustände sowie der HR/316L-
Variante.  a)  Temperaturabhängigkeit  der  0,2 % Dehngrenze, 𝑅𝑝0.2,  und  Zugfestigkeit,  𝑅𝑚, 
(links), und der Bruchdehnung, 𝐴, und Brucheinschnürung, 𝑍. (rechts); die Ergebnisse bei 600 °C 
und 650 °C sind aus Ávila Calderón et al. [102] wiedergegeben, b) Kennwerte bei Raumtemperatur.
 ................................................................................................................................................................. 51 
Abbildung  5-11.  Effekt  der  HT900-Wärmebehandlung  auf  die  Zugeigenschaften.  a) Spannungs-
Dehnungs-Kurven,  b)  Verfestigungsquotienten,  c)  Festigkeits-  und  Verformungskennwerte  bei 
Raumtemperatur, d) Vergleich zu Literaturwerten. Die Dauer der jeweiligen Wärmebehandlung ist 
in der Legende mit angegeben. ............................................................................................................ 52 
Abbildung  5-12.  Temperaturabhängigkeit  der  dynamischen  Elastizitäts-  ( 𝐸, Rechtecke)  und 
Schubmoduli  ( 𝐺, Kreise)  (a)  sowie  der  Querkontraktionszahlen  (b)  für  den  HT450-Zustand 
(schwarz) und die HR/316L-Variante (hellblau). ................................................................................. 53 
Abbildung  5-13.  Dehnungs-Wöhler-Diagramm.  Vergleich  der  Lebensdauer,  𝑁𝑓,10%,  des  HT450-
Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante gegenüber der HR/316L-Variante. Die Anpassungskurven 
wurden  anhand  der  Coffin-Manson-Basquin-Gleichung  ermittelt.  Bei  600 °C  werden  auch 
Lebensdauer aus Wiederholungsversuchen gezeigt (bei ∆𝑒𝑡 = 0,6 % und ∆𝑒𝑡 = 1,3 %). ................ 54 
Abbildung  5-14.  a),  b),  c)  Ausgewählte  Hystereseschleifen  von  LCF-Versuchen  bei  mittlerer 
Lebensdauer für den HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante und die HR/316L-Variante für 
die Dehnungsschwingbreiten 0,6 % und 1,6 %. a) Raumtemperatur, b)  400 °C , c) 600 °C. In c) 
werden  außerdem  die  Hystereseschleifen  der  Wiederholungsversuche  (HR/316L / 0,6 %, 
HT450 / 1,3 %  und  HR/316L / 1,3 %)  sowie  des  Versuchs  bei  600 °C / 0,4 %  gezeigt.  d) 
Schwingbreite der plastischen Dehnung, ∆𝑒𝑝, und plastische Arbeit, 𝑊𝑝. ..................................... 56 
Abbildung  5-15.  Wechselverformungskurven.  a)  Raumtemperatur,  b) 400 °C,  c) 600 °C.  Vergleich 
HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante gegenüber HR/316L-Variante. Bei 600 °C (c) werden 
auch  die  Wechselverformungskurven  der  Wiederholungsversuche  (HR/316L / 0,6 %, 
HT450 / 1,3 %,  und  HR/316L/1,3 %)  sowie  des  Versuchs  HT450 / 0,4 %  gezeigt.  d) Grade  der 
Anfangsverfestigung und der Entfestigung bei dem HT450-Zustand (relative Differenz). ........... 58 
Abbildung 5-16. Entwicklung der Mittelspannung über die Zyklenzahl für den HT450-Zustand der PBF-
LB/M/316L-Variante und die HR/316L-Variante. a) Raumtemperatur, b) 400 °C, c) 600 °C. ........ 60 
Abbildung 5-17. Ergebnisse der Coffin-Manson-Basquin-Auswertung. a), b), c) HR/316L-Variante; c), e), 
f) HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante. g), h), i) Gegenüberstellung der monotonischen 
und  zyklischen  Spannungs-Dehnungs-Kurven  für  beide  Werkstoffvarianten  bei  den  drei 
Prüftemperaturen. a), d) und g) Raumtemperatur; b), e) und h) 400 °C; c), f) und i) 600 °C. ......... 61 

Abbildungsverzeichnis 
 
xxix 
Abbildung 5-18. Vergleich der HT450- und HT900-Zustände mit der HR/316L-Variante. a) gesamte 
Anfangs-Extensometer-Dehnung,  b)  elastische  und  plastische  Anteile  als  Funktion  der 
Prüfspannung. Die Linien, die die Datenpunkte verbinden, stellen keine Anpassung dar. Die Pfeile 
deuten auf unterbrochene Wiederholungsversuche hin (siehe Abschnitt 5.6.4). Reproduziert und 
modifiziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). .. 63 
Abbildung  5-19.  Vergleich  des  HT450-Zustands  der  PBF-LB/M/316L-Variante  mit  der  HR/316L-
Variante. a) Kriechdehnung vs. Zeit, b) Kriechrate vs. Zeit, c) Kriechrate vs. gesamte Extensometer-
Dehnung. Reproduziert und angepasst aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, 
Copyright Elsevier (2022). ..................................................................................................................... 64 
Abbildung 5-20. Vergleich der HT450- und HT900-Zustände mit der HR/316L-Variante. Prüfspannung, 
𝑅𝑜, vs. Bruchzeit, 𝑡𝑢. Reproduziert und modifiziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach 
CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). ................................................................................................... 65 
Abbildung  5-21.  Vergleich  der  HT450-  und  HT900-Zustände  mit  der  HR/316L-Variante.  Dauer  der 
Kriechphasen.  a)  Primäre, b)  sekundäre  und  c)  tertiäre  Kriechphase  ( 𝑡1,  𝑡2 und  𝑡3)  vs. 
Prüfspannung  ( 𝑅𝑜).  Die  Pfeile  deuten  auf  unterbrochene  Wiederholungsversuche  hin  (siehe 
Abschnitt  5.6.4).  Reproduziert  und  modifiziert  aus  Ávila Calderón et al. [102],  lizensiert  nach 
CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). ................................................................................................... 66 
Abbildung 5-22. Vergleich der HT450- und HT900-Zustände mit der HR/316L-Variante. Kriechdehnung 
bei minimaler Kriechrate, 𝑒𝑓 bei 𝑒𝑠, vs. Prüfspannung, 𝑅𝑜. Die Pfeile deuten auf unterbrochene 
Wiederholungsversuche  hin  (siehe  Abschnitt  5.6.4).  Reproduziert  und  modifiziert  aus 
Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). ............................. 67 
Abbildung 5-23. Effekt der HT900-Wärmebehandlung (orange Symbole) auf das Kriechverhalten des 
zuvor bei 450°C wärmebehandelten Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (schwarze Symbole). 
Die  Ergebnisse  der  HR/316L-Variante  werden  als  Referenz  gezeigt.  Prüfparameter 
600°C / 225 MPa. a) 𝑒𝑓 vs. 𝑡, b) 𝑒𝑓 vs. 𝑒𝑡. Beide Diagramme stellen die Datenpunkte der Versuche 
bis zum Bruch dar. .................................................................................................................................68 
Abbildung  5-24.  Kriechkurven  der  durchgeführten  unterbrochenen  Versuche  (grüne  Symbole)  bei 
600 °C / 225 MPa. Die Unterbrechung der Kriechversuche erfolgte beim Erreichen der minimalen 
Kriechrate. Als Referenz sind die Datenpunkte der Versuche bis zum Bruch bei gleichen Parametern 
gezeigt. a) 𝑒𝑓 vs. 𝑡, b)  𝑒𝑓 vs. 𝑒𝑡. .......................................................................................................... 70 
Abbildung  5-25.  Zugversuche  an  Miniatur-Proben.  a)  und  b)  Spannungs-Dehnungs-Kurven  von 
Standard- und Miniatur-Proben im Vergleich. a) Darstellung bis 20 % Dehnung, b) Darstellung bis 
0,8 %  Dehnung,  c)  an  Miniatur-Proben  ermittelten  Festigkeitskennwerte  vor  und  nach 
Kriechbelastung, d) entsprechende S-D-Kurven. ................................................................................. 71 
Abbildung 5-26. Versagen der Zugproben bei verschiedenen Temperaturen. a) HT450-Zustand der PBF-
LB/M/316L-Variante, b) HR/316L-Variante. ....................................................................................... 73 
Abbildung 5-27. LCF-Versagen des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (Teil I). a)  bis d) 
ausgewählte lichtmikroskopische Aufnahmen von Bruchflächen (a, b) und Mantelflächen (c, d), e) 
und f) REM-Aufnahmen der Mantelflächen nah der Bruchfläche. RF: Restbruch, SB: Gleitband, 
SC: Nebenriss, TZ: Übergangsbereich, GB: (Großwinkel-)Korngrenze. .............................................. 74 
Abbildung 5-28. LCF-Versagen des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (Teil II). a) bis d) 
REM-Aufnahmen  der  Bruchflächen.  c)  und  d)  zeigen  Rissinitiierungsstellen  bei  höherer 
Vergrößerung, e) und f) Längsschliffe der bei einer Dehnungsschwingbreite von 1,6 % geprüften 
Probe.  SB:  Gleitband,  SC: Nebenriss,  TZ:  Übergangsbereich,  GB:  (Großwinkel-)Korngrenze, 
MPB: Schmelzbadgrenze, IR: interkolumnarer Bereich, blaue Pfeile: Rissinitiierungsstelle. .......... 75 
Abbildung  5-29.  LCF-Versagen  des  HT450-Zustands  der  PBF-LB/M/316L-Variante  (Teil  III). 
Weiterführende Merkmale der Rissausbreitung anhand REM-Aufnahmen auf den Bruchflächen. a) 
Schwingstreifen (grünes Pfeil), b) und d) vermutlich „auffällige große Streifen“ [231] und Querrisse 
(in b) bei transkristalliner Rissausbreitung, e) vermutlich „auffällige große Streifen“ [231] nah des 

Abbildungsverzeichnis 
 
xxx 
Restbruchs  (RF),  c)  und  f)  Einfluss  der  gerichteten  Zellstruktur  auf  die  Rissausbreitung. 
SC: Nebenriss/Querriss, IR: interkolumnarer Bereich. ........................................................................ 76 
Abbildung 5-30. Versagensbild der bei 600 °C  / 0,4 % geprüften LCF-Probe des HT450-Zustands der 
PBF-LB/M/316L-Variante. a) XCT-Ergebnisse, b) lichtmikroskopische Aufnahme der Mantelfläche, 
c) und d) REM-Aufnahmen der Bruchfläche des unteren Risses. Die Rissausbreitung ist sowohl 
inter- als auch transkristallin. In c) ist die Rissausbreitung nach der gestrichelten Linie insgesamt 
stärker  transkristallin.  d)  wurde  mittig  auf  der  Bruchfläche  aufgenommen. 
GB: (Großwinkel-)Korngrenze, IR: Interkolumnarer Bereich, SC: Querriss/Nebenriss, SB: Gleitband.
 ................................................................................................................................................................ 77 
Abbildung 5-31. LCF-Versagen der HR/316L-Variante. Lichtmikroskopische Aufnahmen ausgewählter 
Proben von Bruchflächen (a) und von Mantelflächen (b und c). d) und e) zeigen repräsentative 
REM-Aufnahmen von Rissinitiierungsstellen. f) Längsschliff von bei einer Dehnungsschwingbreite 
von  1,6 %  geprüften  Proben  bei  Raumtemperatur.  SC:  Nebenriss,  SB:  Gleitband,  TZ: 
Übergangsbereich, RF: Restbruch, blaue Pfeile: Rissinitiierungsstellen........................................... 79 
Abbildung  5-32.  Kriechversagen  des  HT450-Zustands  der  PBF-LB/M/316L-Variante  bei 
600 °C / 225 MPa.  Visualisierung  von  Mikrorissen durch  zerstörende  (LM)  und  zerstörungsfreie 
(XCT) Charakterisierungstechniken. In allen Bildern entspricht die z-Koordinate der Aufbau- und 
Belastungsrichtung. a) Makroskopische Ansicht des Bruchbereichs, b) XCT-Scan des untersuchten 
Probekörpers,  c)  LM-Bilder  der  Bruchfläche  (der  für  die  untersuchte  Schliffebene  verwendeter 
Schnitt  ist  schematisch  dargestellt),  d)  LM-Bilder  der  Schliffebene  im  ungeätzten  Zustand: 
Übersicht  (oben)  und  Detail  (unten),  e)  Zweidimensionale  XCT-Bilder  derselben  Schliffebene 
(virtueller  Schnitt):  Übersicht  (oben)  und  Detail  (unten).  Reproduziert  aus 
Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). ............................. 81 
Abbildung  5-33.  Kriechversagen  des  HT450-Zustands  der  PBF-LB/M/316L-Variante  bei 
600 °C / 225 MPa. REM-SE-Aufnahmen, die Details der Bruchfläche zeigen. a) niedrig und b) hoher 
vergrößerte Aufnahme. Der Bruch ist interkristallin  mit duktileren Anteilen in den interkolumnaren 
Regionen (schwarze Pfeile). Reproduziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, 
Copyright Elsevier (2022). ..................................................................................................................... 82 
Abbildung  5-34.  Kriechversagen  des  HT450-Zustands  der  PBF-LB/M/316L-Variante  bei 
600 °C / 225 MPa. Lichtmikroskopie nach dem Ätzen, gleicher Prüfkörper wie in Abbildung 5-32. 
Das Koordinatensystem in a) ist für alle Bilder gleich. a) Übersichtsbild, b) und d) Detailansichten 
von Bereichen abseits der Bruchfläche, c) und e) Detailansichten aus der Nähe der Bruchfläche. 
Reproduziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).
 ................................................................................................................................................................ 83 
Abbildung  5-35.  Kriechversagen  der  HR/316L-Variante.  Prüfparameter  600 °C / 225 MPa.  Die 
z-Koordinate  entspricht  der  Walz-  und  Belastungsrichtung.  a)  XCT-Rekonstruktion  der 
untersuchten Kriechprobe. b), c) Repräsentative Detailansichten von Bereichen der Bruchregion (b) 
und  davon  entfernt  (c).  Reproduziert  aus  Ávila Calderón et al. [102],  lizensiert  nach  CC BY 4.0, 
Copyright Elsevier (2022). .................................................................................................................... 84 
Abbildung 5-36. Kriechversagen des HT900-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante. Prüfparameter 
600 °C / 225 MPa.  Das  Koordinatensystem  in  a)  ist  für  alle  Bilder  der  Abbildung  gültig.  a) 
XCT-Rekonstruktion zwei getrennter Stücke der gebrochenen Probe, b) Aufnahme vor dem Ätzen, 
c) bis f) Lichtmikroskopische Aufnahmen in niedrigerer (c, d) und höherer (e, f) Vergrößerung. d), f) 
Bereiche nah der Bruchfläche. c), e) Bereiche ca. 20 mm davon entfernt. ........................................ 85 
Abbildung  5-37.  Entwicklung  ausgewählter  mikrostrukturellen  Merkmale  des  HT450-Zustands  der 
PBF-LB/M/316L-Variante und der HR/316L-Variante nach  Kriech- und LCF-Belastung. a) bis d) 
Polfiguren  zur  Darstellung  der  Textur  (REM-EBSD),  e)  und  f) Korngrößen-  und 
Missorientierungsverteilungen (REM-EBSD). ..................................................................................... 87 
Abbildung 5-38. EDX-Analyse im Bruchbereich einer gebrochenen Kriechprobe des HT450-Zustands der 
PBF-LB/M/316L-Variante. Prüfparameter 600 °C / 225 MPa (gleiche Probe wie in Abbildung 5-32, 

Abbildungsverzeichnis 
 
xxxi 
Abbildung  5-33 und  Abbildung  5-34  gezeigt).  a)  REM-RE-Bilder, die  die  Lage  der  analysierten 
Rissspitze innerhalb des untersuchten  Bereichs zeigen, b) Elementkarten für vier ausgewählte 
Elemente. Die Karten wurden von der Stelle erstellt, die im rechten Bild von Abbildung 12a mit 
einem schwarzen  Kasten  dargestellt ist.  Reproduziert und  modifiziert  aus  Ávila Calderón et al. 
[102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). ...............................................................90 
Abbildung 5-39. REM-SE-Bild im geätzten Zustand eines Bereichs in der Nähe eines Mikrorisses des 
HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante. Kriechprobe, Prüfparameter 600 °C / 225 MPa. Die 
gerichtete Zellstruktur ist zu sehen. Teilweise gerissene Korngrenzen (GB) und Schmelzbadgrenzen 
(MPB)  sind  ebenfalls  sichtbar.  Reproduziert  und  modifiziert  aus  Ávila Calderón et al.  [102], 
lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). .........................................................................90 
Abbildung  5-40.  Ausgewählte  BF-STEM-Aufnahmen  der  Mikrostruktur  nach  Unterbrechung  des 
Kriechversuchs  bei  600 °C / 225 MPa  beim  Erreichen  der  minimalen  Kriechrate.  a),  b),  c) 
HT450-Zustand der PBF-LB/M/316L-Variante, d), e), f)  HR/316L-Variante. SGB: Subkorngrenzen, 
schwarze Pfeile ohne Text: Partikel (HT450) bzw. Zellbildung (HR/316L), grüne Pfeile ohne Text: 
Bereiche der Zellwände (CW) mit höherer Versetzungsdichte. ......................................................... 91 
Abbildung 5-41. Entwicklung ausgewählter mikrostruktureller Merkmale des HT900-Zustands nach 
Kriechbelastung. a) Polfiguren zur Darstellung der Textur (REM-EBSD), b) Missorientierungs- und 
c) Korngrößenverteilungen (REM-EBSD). ........................................................................................... 93 
Abbildung  5-42.  Ausgewählte  BF-STEM-Aufnahmen  der  Mikrostruktur  nach  Unterbrechung  des 
Kriechversuchs bei 600 °C / 225 MPa beim Erreichen der minimalen Kriechrate bei dem HT900-
Zustand. SGB: Subkorngrenzen, Pfeile ohne Text: Partikel. .............................................................. 94 
Abbildung 6-1. Vergleich der LCF-Lebensdauer, 𝑁𝑓,10%, des PBF-LB/HT450-Werkstoffzustandes mit 
Literaturwerten. .................................................................................................................................. 100 
Abbildung  6-2.  Bruchzeiten  (Kriechversuche)  im  Vergleich  zu  Literaturdaten.  Reproduziert  aus 
Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). ............................ 101 
Abbildung 6-3. Minimale Kriechrate in Abhängigkeit von der Prüfspannung. HT450-Zustand der PBF-
LB/M/316L-Variante  (schwarz)  vs.  HR/316L-Variante  (blau).  Literaturdaten  sind  zum  Vergleich 
gezeigt. Die Spannungsexponenten wurden mit 𝑅𝑜 berechnet (siehe Gl. 6-1 und 6-2). Reproduziert 
aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022). .................... 103 
Abbildung  6-4.  Entwicklung  der  kumulierten  Häufigkeit  der  korrelativen  Missorientierungswerte 
zwischen 2°  und 15°  im Vergleich.  Beim  Einspannbereich (clamping  region)  wurde  eine  Region 
vermessen, die nicht unter (Druck-)Spannung stand. ...................................................................... 105 
Abbildung 6-5.  KAM-Winkelkarten zur Untersuchung  des Verformungsverhalten beim Kriechen bei 
600 °C / 225 MPa des HT450-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (100 µm2 x 75 µm2, 97,7 nm 
Pixelgröße). a) Ausgangszustand, b) Gewindebereich, c) Bereich in unmittelbarer Nähe des Bruchs. 
Z (horizontal liegend) entspricht der Last- und Aufbaurichtung. IR: interkolumnarer Bereich. .... 114 
Abbildung  6-6.  Rissausbreitung  beim  HT450-Zustand  der  PBF-LB/M/316L-Variante.  a),  b)  und  c) 
Raumtemperatur.  d),  e),  und  f)  600 °C.  a),  d)  REM-RE-Abbildungen,  b),  e)  Phasenkarten. 
c, f) Kornverteilungskarten. ................................................................................................................. 117 
Abbildung 6-7. Entwicklung der a), b) Bruchzeiten und Dauer der entsprechenden Kriechstadien sowie 
der c), d) Kriechdehnung und deren Anteile an den entsprechenden Kriechstadien nach der HT900-
Wärmebehandlung. In b) und d) werden die Diagramme in normalisierten Koordinaten dargestellt. 
e), f)  Prozentuale  Verteilung  der  Komponenten  der  Dauer  der  Kriechphasen  sowie  der  darin 
entwickelten Dehnungen für beide Zustände (HT450; HT900) der PBF-LB/M/316L-Variante und 
die HR/316L-Variante in Bezug auf e) 𝑡𝑢 bzw. f) 𝑒𝑓. In f) wurden die Ergebnisse aus Li et al. [69] 
mit einbezogen. .................................................................................................................................... 123 
Abbildung 6-8. KAM-Winkelkarten zur Untersuchung des Verformungsverhalten beim Kriechen bei 
600 °C / 225 MPa des HT900-Zustands der PBF-LB/M/316L-Variante (100 µm2 x 75 µm2, 97,7 nm 

Abbildungsverzeichnis

xxxii

Pixelgröße). a) Ausgangszustand, b) Gewindebereich, c) verformter Bereich ohne ausgeprägte

Einschnürung, d) Bereich in unmitelbarer Nähe der Bruchkante. Z (horizontal liegend) entspricht

der Last- und Aufbaurichtung. IR: interkolumnarer Bereich. ........................................................... 126

Tabellenverzeichnis

xxxiii

Tabellenverzeichnis

Tabelle 2-1. Zusammensetzung und Kristallstruktur der Phasen in 316L, gemäß [19, 23]. ...................... 5

Tabelle 4-1. Chemische Zusammensetzung in Gew.- % (nach chemischer Analyse), modifiziert aus

[102]. ....................................................................................................................................................... 24

Tabelle 4-2. Prozessparameter PBF-LB/M/316L ....................................................................................... 25

Tabelle 6-1. Homogenitätsprüfung des PBF-LB/M/316L-Prozesses. P: Position und B: Baujob (siehe

Abbildung 4-1). a.: Härte, b.: Mikrostruktur, c.: Zugversuch RT / DD1, d.: Zugversuch RT / MTS,

e.: Kriechen 600 °C / 225 MPa, f.: LCF 600 °C / 1,3 %. ....................................................................... 96

Anhang

xxxiv

Anhang

A. Tabellen zum Stand der Kenntnisse

Tabelle A1. Zusammenfassung der Wärmebehandlungsstudien an PBF-LB/M/316L. Basierend und aufbauend auf der Arbeit von Voisin et al [65]. Die kritischen

Temperaturen beziehen sich auf die Temperatur, bei der das entsprechende mikrostrukturelle Merkmal instabil wird.

Critical Temperature (°C)

Ref.

Year

Heat Treatments studied (°C / t)

Cells

LAGBs

HAGBs

Recrystallization

[69]

2022

650, 750, 800, 900, 1050 / 1 h each

750-900

1050

[181]

2021

400 / 4h; 650, 800 / 2 h each; 1100 / 5min, 30min, 8h; 1400 / 10 min

650-800

1100

1100/>30min

[135]

2021

500, 900, 950, 1100 / 1 h each

1100

950-1100

1100

[97]

2021

400, 800, 1200 / 1 h each

800-1200

1200

[79]

2021

650, 1050 / 1 h each

<1050

>1050

[32]

2021

500, 600, 800 / 5 h each

800

[81]

2021

1100 / 30 min

<1100

[83]

2020

700, 800, 900, 1040, 1200 / 1 h each

800-900

[182]

2020

950,1065,1150 / 2 h each; 950 / 30 min; 500,600,700 / up to 100 h

<950

1065

[128]

2020

600, 850, 1100 / 2 h each

850

1100

[65]

2021

400, 600, 800, 1000, 1200 / 1 h each

800

1100

> 800

1100-1200

[133]

2019

300, 600, 1000, 1100, 1400 / 6 h each

1000

[127]

2019

400, 450, 500, 550, 600, 700, 800 / 1 h each

>800

> 800

[126]

2019

1050, 1200 / 0,5, 1, 2 h each

< 1050

1050/1h-1200

[169]

2019

470 / 5 h

> 470

[89]

2018

650, 1050 / 30 min each

<1050

1050

[133]

2018

1200 / 0,5, 1, 2 h each; 1200 / 12 h

still few cells at 1200 / 1h

1200

[71]

2018

450 to 1050 every 50 / 15 min each

900

[183]

2015

800,900,1100,1400 / 6 min each; 800, 900, 1100 / 1 h each

900

< 1100

Anhang

xxxv

B. Zeichnungen zur Probenfertigung

Abbildung B1. Technische Zeichnung Zugproben B 6 × 36 gemäß DIN 50125 [191].

Anhang

xxxvi

Abbildung B2. Technische Zeichnung kleiner Flachzugproben

Anhang

xxxvii

Abbildung B3. Technische Zeichnung Herstellung Proben aus PBF-LB/M/316L-Wänden.

Anhang

xxxviii

Abbildung B4. Technische Zeichnung LCF-Proben. Bei den Proben der PBF-LB/M/316L-Werkstoffvari-

ante betrug die Gesamtlänge 110 mm anstatt 130 mm.

Anhang

xxxix

Abbildung B5. Technische Zeichnung Kriechproben (Form H).

Anhang

Abbildung B6. Details zur Herstellung der E-Modul Proben.

Anhang

xli

Abbildung B7. Technische Zeichnung Fertigung der kleinen Flachzugproben aus Kriechproben

Anhang

xlii

Abbildung B8. Herstellung der kleinen Flachzugproben und TEM-Lamellen aus den Kriechproben aus

den unterbrochenen Kriechversuchen. a) HR/316L-Werkstoffvariante,

b) PBF-LB/M/316L/HT450-Werkstoffzustand, c) PBF-LB/M/316L/HT900-Werkstoffzustand,

Anhang

xliii

C. Übersicht der durchgeführten Versuche und Untersuchungen

Tabelle C1. Übersicht der durchgeführten mechanischen Versuche. RT: Raumtemperatur, HT: Hochtemperatur, LCF: Low-Cycle-Fatigue, WV: Wiederholungsver-

such, UV: Unterbrochener Versuch, RS-U: unteres Reststück, RS-O: oberes Reststück, FZP: Flachzugprobe. Bei allen Proben sind die Aufbau- und Belastungsrich-

tung vertikal. As-Built, HT450 und HT900 sind Zustände der PBF-LB/M/316L-Variante

Werkstoffvariante/

-zustand

Zugversuch RT a)

Zugversuch HT

LCF-Versuch

Kriechversuch

Härte

Elastische

Eigenschaften

As-Built

1X RS-U

HT450 (Turm)

3X HBM-Ext.

3X 400 °C

3X 600 °C

1X 650 °C

4X RT

4X 400 °C

6X 600 °C (inkl. 1X

WV)

4X 600 °C (inkl. 1X UV)

3X 650 °C

1X RS-O, RS-

5X RS-U

3 Proben aus einem

Turm. RT bis 800 °C

HT450 (Turm, Nach

Kriechbelastung)

3X Mini-FZP

HT450 (Wand)

3X Mini-FZP

HT900 (Turm)

3X Mini-FZP

2X 600 °C (inkl. 1X UV)

1X RS-U

HT900 (Turm, Nach

Kriechbelastung)

3X Mini-FZP

HR/316L

3X HBM Ext.

3X Mini-FZP

5X 400 °C

3X 600 °C

1X 650 °C

4X RT

4X 400 °C

5X 600 °C (inkl. 1X

WV)

4X 600 °C (inkl. 1X UV)

3X 650 °C

Zwei Proben aus einem

Block. RT bis 800 °C

HR/316L (Nach

Kriechbelastung)

3X Mini-FZP

a) Rundproben und MTS-Dehnungsaufnehmer (Ext.), es sei denn anders angegeben

Anhang

xliv

Tabelle C2. Übersicht der Vor- und Nachuntersuchungen. LM: Lichtmikroskopie, REM: Rasterelektron-

mikroskopie (inkl. EBSD), TEM: Transmissionselektronenmikroskopie, XCT: Mikro Computertomogra-

phie, OF-ES: Oberflächeneigenspannungen, NB-ES: Volumen-Eigenspannungen mittels Neutronen-

beugung, Z: Zugprobe, LCF: LCF-Probe, K: Kriechprobe, UV: Unterbrochener Versuch. As-Built, HT450

und HT900 sind Zustände der PBF-LB/M/316L-Variante

Werkstoffvari-

ante/-zustand

LMa), b)

REMa), b)

TEM

XCT

OF-ES

NB-ES

As-Built

HT450

x (Z, LCF, K)

x (Z, K)

HT450, Nach

Kriechbelastung

x (inkl. UV)

HT450 Nach

LCF-Belastung

HT900

HT900, Nach

Kriechbelastung

x (inkl. UV)

HR/316L

HR/316L, Nach

Kriechbelastung

HR/316L, Nach

LCF-Belastung

a) polierter und geätzter Zustand

b) Schliff und Bruchfläche

Anhang

xlv

D. Tabellen zu den Zugversuchen und zur Bestimmung der Elastizitätskennwerte

Tabelle D1. Kennwerte aus den Zugversuchen an Standard-Proben (Türme/MTS-Dehnungsaufnehmer, wenn nicht anders angegeben); MW: Mittelwert.

PBF-LB/316L/As-Built

PBF-LB/316L/HT450

PBF-LB/316L/HT900

HR/316L

Raumtemperatur

Test

piece

No.

𝑅𝑝0.2

MPa

505

500

387

389

388

242

264

253

𝑅𝑚

MPa

621

614

618

620

619

620

596

597

608

615

612

𝐴

𝑍

𝑚𝐸

GPa

232

190

211

192

198

195

218

193

206

195

183

189

HBM-Dehnungsaufnehmer

Test

piece

No.

𝑅𝑝0.2

MPa

495

502

500

240

238

239

𝑅𝑚

MPa

623

627

622

624

585

581

584

583

𝐴

𝑍

𝑚𝐸

GPa

181

188

192

187

196

195

196

Wand

Test

piece

No.

𝑅𝑝0.2

MPa

512

514

506

511

𝑅𝑚

MPa

619

620

611

617

𝐴

𝑍

𝑚𝐸

GPa

208

194

181

194

Anhang

xlvi

400 °C

Test

piece

No.

𝑅𝑝0.2

MPa

367

401

378

382

144

140

137

139

128

138

𝑅𝑚

MPa

462

461

478

467

475

467

470

𝐴

𝑍

600 °C

Test

piece

No.

𝑅𝑝0.2

MPa

315

323

316

318

120

128

117

122

𝑅𝑚

MPa

372

381

385

500

360

365

362

𝐴

𝑍

650 °C

Test

piece

No.

𝑅𝑝0.2

MPa

282

118

𝑅𝑚

MPa

328

500

305

𝐴

𝑍

Anhang

xlvii

Tabelle D2. Kennwerte aus den Zugversuchen an Miniatur-Proben; MW: Mittelwert

PBF-LB/316L/HT450

PBF-LB/316L/HT900

HR/316L

Turm Miniatur-Probe

Miniatur-Probe

Test

piece

No.

𝑅𝑝0.2

MPa

357

360

346

354

222

223

228

224

𝑅𝑚

MPa

553

555

538

549

579

584

581

𝑚𝐸

GPa

213

193

195

194

201

212

205

206

Turm, Miniatur-Probe, nach Kriechbelastung

Test

piece

No.

𝑅𝑝0.2

MPa

433

434

436

434

386

387

389

387

408

412

409

410

𝑅𝑚

MPa

579

582

585

582

567

569

572

569

629

635

633

632

𝑚𝐸

GPa

180

189

183

234

213

203

217

176

171

178

175

Wand, Miniatur-Probe

Test

piece

No.

𝑅𝑝0.2

MPa

451

450

458

453

𝑅𝑚

MPa

591

571

565

576

𝑚𝐸

GPa

125

168

145

146

Anhang

xlviii

Tabelle D3. Elastizitätskennwerte (Resonanzmethode); MW: Mittelwert.

PBF-LB/316L/HT450

HR/316L

Elastizitätsmodul, 𝐸

T (°C)

No.

188

196

100

181

182

181

190

189

190

200

172

173

180

300

164

165

164

171

400

156

157

156

163

162

163

500

149

155

154

155

550

145

146

145

150

151

150

600

141

142

141

146

147

146

700

134

139

140

139

800

126

132

133

132

Schubmodul, 𝐺

T (°C)

No.

100

200

300

400

500

550

600

700

800

Querkontraktionszahl, 𝜈

T (°C)

No.

0,187

0,184

0,186

0,283

0,284

0,286

0,284

100

0,188

0,187

0,288

0,289

0,291

0,289

200

0,190

0,185

0,187

0,295

0,294

0,299

0,296

300

0,193

0,194

0,301

0,300

0,302

0,301

400

0,194

0,195

0,306

0,308

0,307

500

0,195

0,197

0,196

0,309

0,312

0,313

0,311

550

0,199

0,195

0,197

0,313

0,314

0,317

0,315

600

0,202

0,197

0,199

0,316

0,319

0,317

700

0,203

0,200

0,201

0,319

0,320

0,325

0,321

800

0,205

0,326

0,327

0,328

0,327

Anhang

xlix

E. Tabellen zu den LCF-Versuchen

Tabelle E1. Lebensdauer, 𝑁𝑓 ( = 𝑁𝑓,10%) und (bei halber Lebensdauer) Entlastungsmodul nach der ma-

ximalen als auch nach der minimalen Spannung, 𝐸𝑇 bzw. 𝐸𝐶. ∆𝑒𝑡 = Dehnungsschwingbreite,

∆𝑒𝑝 = Schwingbreite der plastischen Dehnung, 𝑊𝑝 = plastische Arbeit.

PBF-LB/316L/HT450

HR/316L

Raumtemperatur

∆𝑒𝑡

0,4

0,6

1,0

1,3

1,0

1,6

0,6

1,0

1,3

1,6

𝑁𝑓

No.

28185

7937

5036

2592

93147

8795

5783

2399

𝐸𝑇

GPa

188

187

174

172

191

185

181

177

𝐸𝐶

GPa

197

195

182

196

191

186

183

∆𝑒𝑝

0,19

0,55

0,81

1,07

0,34

0,65

0,87

1,12

𝑊𝑝

MJ/m3

1,12

3,60

5,37

7,73

1,21

3,06

4,87

7,02

400 °C

∆𝑒𝑡

0,4

0,6

1,0

1,3

1,6

0,6

1,0

1,3

1,6

𝑁𝑓

No.

15307

4735

3080

1592

29223

6110

3240

1838

𝐸𝑇

GPa

165

156

159

163

157

155

144

𝐸𝐶

GPa

167

161

164

171

168

162

156

147

∆𝑒𝑝

0,23

0,57

0,85

1,12

0,31

0,65

0,89

1,15

𝑊𝑝

MJ/m3

1,04

2,83

4,42

6,50

1,02

2,44

3,88

5,47

600 °C

∆𝑒𝑡

0,4

0,6

1,0

1,3

1,6

0,6

1,0

1,3

1,6

𝑁𝑓

No.

41106

5283

1247

770

977

551

27066

24811

2864

868

807

𝐸𝑇

GPa

138

147

143

151

146

133

151

147

142

134

128

𝐸𝐶

GPa

140

151

147

155

140

135

152

147

142

134

123

∆𝑒𝑝

0,09

0,25

0,60

0,85

0,83

1,11

0,28

0,57

0,86

1,08

𝑊𝑝

MJ/m3

0,30

1,02

2,84

4,74

4,40

5,86

0,94

0,97

2,52

4,03

5,44

Anhang

Tabelle E2. Zyklische und monotonische Spannungs-Dehnungs-Eigenschaften bei halber Lebensdauer

(aus den zyklischen und monotonischen S-D-Kurven) und Ermüdungseigenschaften aus der

C-M-B-Auswertung. Siehe Abbildung 5-17. RT = Raumtemperatur. Symbole nach ISO 12106 [196]. Für

die entsprechende Bezeichnung siehe Symbolverzeichnis.

PBF-LB/M/316L/HT450

HR/316L

400 °C

600 °C

400 °C

600 °C

𝜎𝑌

MPa

514

358

287

260

138

121

𝜎𝑌′

MPa

405

312

277

257

231

246

𝑛

0,08535

0,08797

0,10146

0,05269

0,10128

0,11143

𝑛′

0,07816

0,09445

0,17980

0,40569

0,24467

0,21700

𝐾

MPa

874

619

539

361

259

243

𝐾′

MPa

659

562

846

3203

1055

946

𝜎𝑓′

MPa

1309

950

756

2083

1450

906

𝑏

-0,11452

-0,11060

-0,11279

-0,17667

-0,16484

-0,12167

𝑒𝑓′

1,11132

0,89264

0,52747

0,10202

0,28422

0,07968

𝑐

-0,62012

-0,62445

-0,65127

-0,34273

-0,47516

-0,37835

𝑁𝑇

Zyklen

11203

8895

2627

399280

37782

11710

∆𝑒𝑡,𝑁𝑇

0,892

0,792

0,796

0,388

0,546

0,708

Anhang

F. Tabellen zu den Kriechversuchen

Tabelle F1. Ausgewählte Ergebnisse aus den Kriechversuchen des PBF-LB/M/316L/HT450-Werkstoffzustands und der HR/316L-Werkstoffvariante. Bei Wieder-

holungsversuchen werden zwei Werte angegeben. Reproduziert und modifiziert aus Ávila Calderón et al. [102], lizensiert nach CC BY 4.0, Copyright Elsevier (2022).

PBF-LB

°C

600

650

600

650

Test

piece

no,

𝑅𝑜

MPa

200

225

250

175

200

225

250

275

200

225

250

𝑡𝑢

402

260

79,3

155

16,4

4287

716

184

640

33,9

9,6

𝑒󰇗𝑠

x 10-8

1/s

0,58

0,7

2,5

2,4

7,6

0,21

2,2

7,1

5,0

100

360

𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠

0,14

0,08

0,05

0,18

0,15

0,19

2,06

2,13

2,53

5,56

3,59

4,50

𝑒𝑡𝑖

0,19

0,17

0,18

0,30

0,18

0,22

4,43

4,38

5,81

7,22

3,25

4,47

6,07

𝑒𝑖

0,01

0,03

0,01

0,02

4,16

4,15

5,55

7,02

3,03

4,21

5,78

𝑒𝑓

2,40

4,55

2,22

9,18

6,63

4,90

8,40

14,3

18,5

18,7

19,9

15,6

𝑍𝑢

7,9

6,5

Anhang

lii

Tabelle F2. Elastische, 𝑒𝑒, und inelastische, 𝑒𝑖, Anteile der gesamten Anfangs-Extensometer-Dehnung,

𝑒𝑡𝑖, der geprüften Werkstoffvarianten und -zuständen. Prüfparameter: 600 °C / 225 MPa.

𝑒𝑡𝑖 a)

𝑒𝑡𝑖 b)

𝑒𝑒

𝑒𝑒 b)

𝑒𝑖

𝑒𝑖 b)

HT450

0,17

0,18

0,16

0,17

0,01

HT900

0,41

0,17

0,16

0,24

0,25

4,43

4,38

0,27

0,23

4,16

4,15

a) Werte aus Tabellen F1 und F2

b) Wiederholungsversuch/unterbrochener Versuch

Tabelle F3. Ausgewählte Ergebnisse aus den Kriechversuchen des HT900-Zustands der

PBF-LB/M/316L-Werkstoffvariante (vgl. Tabelle F1). Prüfparameter: 600 °C / 225 MPa.

𝑅𝑜

𝑡𝑢

𝑒󰇗𝑠

𝑒𝑡𝑖

𝑒𝑓

𝑍𝑢

MPa

x 10-8 1/s

225

635

0,98

0,41

13,5

Tabelle F4. Minimale Kriechrate der geprüften Werkstoffvarianten und -zuständen. Prüfparame-

ter: 600 °C / 225 MPa.

𝑒󰇗𝑠

x 10-8 1/s

Versuch bis

zum Bruch

Unterbrochener

Versuch

PBF-LB/M/316L/HT450

0,70

0,85

PBF-LB/M/316L/HT900

0,98

1,02

0,21

0,22

Tabelle F5. Dauer der Kriechstadien der geprüften Werkstoffvarianten und -zuständen. Prüfparame-

ter: 600 °C / 225 MPa.

𝑡1

𝑡1 a)

𝑡2

𝑡3

PBF-LB/M/316L/HT450

230

PBF-LB/M/316L/HT900

565

800

900

1044

2443

a) Unterbrochener Versuch

Tabelle F6. Kriechdehnungen bei minimaler Kriechrate, 𝑒𝑓 𝑎𝑡 𝑒󰇗𝑠, der geprüften Werkstoffvarianten und

-zuständen. Prüfparameter: 600 °C / 225 MPa.

𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠

𝑒𝑓 bei 𝑒󰇗𝑠a)

PBF-LB/M/316L/HT450

0,08

0,05

PBF-LB/M/316L/HT900

0,07

0,08

2,06

2,13

a) Unterbrochener Versuch

Anhang

liii

G. LCF-Auswertung

Coffin-Manson-Basquin Auswertung; Bestimmung der Ermüdungskoeffizienten und -exponenten

Im diesem Anhang wird die Coffin-Manson-Basquin Auswertung beschrieben. Anhand dieser Auswer-

tung bekommt man einen Ausdruck heraus, der die Lebensdauer in Abhängigkeit von der Dehnungs-

amplitude darstellt. Diese Auswertung ist nur gültig nur für Re = -1. In diesem Fall beträgt die Deh-

nungsamplitude die Hälfte der Dehnungsschwingbreite.

Abbildung G1 zeigt eine Hystereseschleife bei zyklischer Beanspruchung und die zugehörige Kenngrö-

ßen, die relevant für die C-M-B-Auswertung sind. In der vorliegenden Arbeit werden die Symbole nach

ISO 12106-2017 [196] verwendet. Diese unterscheiden sich leicht von denen, die in Abbildung G1 verwen-

det werden: 𝜀 und 𝜎 anstatt 𝑒 und 𝑆 (Extensometer-Dehnung bzw. technische Spannung).

Abbildung G1. Hystereseschleife der Spannungen und Dehnungen bei zyklischer Beanspruchung und

zugehörige Kenngrößen, reproduziert aus [285]. In der Darstellung wird 𝜀 und 𝜎 anstatt 𝑒 und 𝑆 (Sym-

bole nach ISO 12106-2017 [196]) für die Extensometer-Dehnung bzw. die technische Spannung benutzt.

Eine Voraussetzung für die Coffin-Manson-Basquin Auswertung ist die Bestimmung von der gesamt

plastischen Dehnung, ∆𝑒𝑝. Diese wird als die Differenz zwischen den Schnittpunkten der Geraden mit

der x-Achse bei null Spannung berechnet. Der plastische Anteil der Dehnungsamplitude, 𝑒𝐴,𝑝, wird nach

Gleichung G-1, und der elastische Anteil, 𝑒𝐴,𝑒, nach Gleichung G-2 bestimmt. Die Dehnungsamplitude,

𝑒𝐴, ergibt sich aus ∆𝑒𝑡2

⁄. 𝑒𝐴,𝑒 und kann auch anhand Gleichung G-3 bestimmt werden. Die Spannungs-

amplitude, 𝑆𝑎 in Gleichung G-3, lässt sich als Hälfte der Differenz zwischen der maximalen und der mi-

nimalen Spannung bei dem auszuwertenden Zyklus bestimmen. Für die Coffin-Manson-Auswertung

wird in dieser Arbeit als E der jeweiligen Werkstoffvariante der Mittelwert der Steigungen des anfäng-

lichen linearen Anteils der Spannungs-Dehnungs-Kurven bei der Erstbelastung aus allen Versuchen bei

der jeweiligen Prüftemperatur verwendet.

𝑒𝐴,𝑝 =∆𝑒𝑝

G-1

𝑒𝐴,𝑒 =𝑒𝐴,𝑝−𝑒𝐴

G-2

𝑒𝐴,𝑒 =𝑆𝑎

𝐸=∆𝑆

2𝐸

G-3

Anhang

liv

Die Basquin-Beziehung beschreibt den elastischen Anteil der Dehnungsamplitude, Gleichung G-4; die

Coffin-Manson Beziehung den plastischen Anteil, Gleichung G-5.

𝑒𝐴,𝑒 =∆𝑒𝑒

2=𝑆𝑎

𝐸=𝜎𝑓′

𝐸∙(2𝑁𝑓)𝑏

G-4

𝑒𝐴,𝑝 =∆𝑒𝑝

2=𝑒𝑓′∙(2𝑁𝑓)𝑐

G-5

Die Beziehung zwischen der Dehnungsamplitude und der Lebensdauer auch als Morrow-Gesetz

(engl. Morrow Design Rule) bekannt, ergibt sich aus der Summe der elastischen und plastischen Anteile

(Basquin bzw. Coffin-Manson Beziehungen), Gleichung G-6.

𝑒𝐴=𝜎𝑓′

𝐸∙(2𝑁𝑓)𝑏+𝑒𝑓′∙(2𝑁𝑓)𝑐

G-6

Durch Logarithmieren der einzelnen Anteile lassen sich zwei Geradengleichungen berechnen, Gleichun-

gen G-7 und G-8.

log𝑒𝐴,𝑒 =log𝜎𝑓′

𝐸+𝑏∙log2𝑁𝑓

G-7

log𝑒𝐴,𝑝 =log𝑒𝑓′+𝑐∙log2𝑁𝑓

G-8

Die Geraden lassen sich durch ein Fitting der Paare (2𝑁𝑓,𝑒𝐴,𝑒) und (2𝑁𝑓,𝑒𝐴,𝑝) bestimmen. 𝑒𝐴,𝑒 und

𝑒𝐴,𝑝 werden nach den Gleichungen G-1 Und G-2 und aus den Versuchsergebnissen bei der jeweiligen

Hysteresekurve im stabilisierten Zyklus bzw. -in Abwesenheit eines solchen wie in dem Fall der vorlie-

genden Arbeit- bei halber Lebensdauer ermittelt.

Bei jeder der Geraden stellt die Steigung die Koeffizienten 𝑏, der Ermüdungs-Festigkeitsexponent,

bzw. 𝑐, der Ermüdungs-Duktilitätsexponent, dar. Aus dem Schnitt mit der Y-Achse, bei 2𝑁𝑓=1, las-

sen sich 𝜎𝑓′, der Ermüdungs-Festigkeitskoeffizient, und 𝑒𝑓′, der Ermüdungs-Duktilitätskoeffizient,

bestimmen.

Die Summe der zwei Geraden ergibt die Abhängigkeit der Dehnungsamplitude, 𝑒𝐴, von der Segmen-

ten-Anzahl, 2𝑁𝑓, bzw. der Zyklen-Anzahl, 𝑁𝑓, Gleichung G-9. Graphisch lässt sich diese Summe aus der

Summe aller einzelnen Punkte der vorher gefitteten Geraden darstellen (Abbildung 5-17a bis f). Das

Dehnungs-Wöhler-Diagramm (Abbildung 5-13) zeigt die einzelnen Versuchspaare (𝑁𝑓,𝑒𝐴) und der

nach Morrow gefitteten Gerade nach Korrektur der Mittelspannung.

log𝑒𝐴=log𝜎𝑓′

𝐸+𝑏∙log2𝑁𝑓+log𝑒𝑓′+𝑐∙log2𝑁𝑓

G-9

Nach Morrow kann bei der Basquin-Beziehung und dadurch bei dem Morrow-Gesetz der Effekt der Mit-

telspannung, 𝜎𝑚, berücksichtigt werden, indem man bei dem elastischen Anteil der Verformung in

Gleichung G-7 bzw. G-9 den Ermüdungs-Festigkeitskoeffizienten, 𝜎𝑓′, durch 𝜎𝑓′−𝑆𝑚 ersetzt. 𝑆𝑚 wird

aus dem Zyklus bei mittlerer Lebensdauer nach Gleichung G-10 berechnet. Eine positive Mittelspan-

nung führt zu einer Verschiebung der Wöhlerlinie hin zu kürzeren Lebensdauern und kleineren Deh-

nungsamplituden, eine negative mittlere Spannung in die entgegengesetzte Richtung.

Anhang

𝑆𝑚=𝑆𝑚𝑎𝑥+𝑆𝑚𝑖𝑛

G-10

Bestimmung von 𝑁𝑇

Die Übergangslebensdauer (engl. Transition Life), 𝑁𝑇, ist die Lebensdauer, bei der die elastischen und

plastischen Anteile der Dehnungsamplitude gleich sind, Gleichung G-11.

𝐵𝑒𝑖 𝑁𝑇 ; ∆𝑒𝑒

2=∆𝑒𝑝

G-11

Durch Einsetzen der Basquin- und Coffin-Manson-Beziehungen, Gleichungen G-4 Und G-5, in Gleichung

G-11, mit 𝑁𝐹=𝑁𝑇, ergibt sich den Ausdruck in Gleichung G-12 für 𝑁𝑇.

2∙𝑁𝑇=(𝜎𝑓′

𝐸∙𝑒𝑓′)1

𝑐−𝑏

G-12

Bestimmung der zyklischen Kennwerte

Die zyklischen Kennwerte: der zyklische Verfestigungsexponent, 𝑛′, und der zyklische Verfestigungs-

koeffizient, 𝐾′, lassen sich die Auswertung der Hysteresekurve im stabilisierten Zyklus bzw. -in Abwe-

senheit eines solchen wie in dem Fall der vorliegenden Arbeit- bei halber Lebensdauer bestimmen.

Diese Auswertung, so wie die Coffin-Manson-Basquin-Auswertung ist gültig nur für Re = -1.

Im Allgemeinen werden aus den Hysteresekurven die einzelnen Punktpaare (𝑒𝐴,𝑝,𝜎𝑎) bestimmt. Diese

einzelnen Punktpaare werden gefittet, um 𝐾′, und 𝑛′ zu bestimmen, wie im folgenden Abschnitt er-

klärt. 𝑒𝐴,𝑝 wird wie beschrieben im Text bezüglich Gleichung G-1 berechnet. 𝜎𝑎 stellt die Spannungs-

amplitude dar und berechnet sich aus ∆𝜎 2

⁄.

Die zyklische Spannungs-Dehnungs-Beziehung basiert, für den plastischen Anteil, auf einem Potenz-

gesetz, Ramberg-Osgood-Beziehung [286], Gleichung G-13. Durch Logarithmieren der Gleichung G-13

lässt sich eine Geradengleichung berechnen, welche an den Punktepaaren (log𝑒𝐴,𝑝,log𝜎𝑎) gefittet

werden kann, Gleichung G-14. Die Steigung dieser Gerade stellt der zyklische Verfestigungsexponent,

𝑛′, dar. Aus dem Schnittpunkt mit der Y-Achse, log𝐾′, lässt sich der zyklische Verfestigungskoeffi-

zient, 𝐾′, bestimmen. Alternativ können 𝐾′ und 𝑛′ auch direkt anhand von Gleichung G-13 durch Fitten

eines Potenzgesetz der Form 𝑆𝑎=𝑎∙𝑒𝐴,𝑝𝑏 , mit 𝑎=𝐾′ und 𝑏=𝑛′ bestimmt werden.

𝑆𝑎=𝐾′∙(𝑒𝐴,𝑝)𝑛′

G-13

log𝑆𝑎=log𝐾′+𝑛′∙log𝑒𝐴,𝑝

G-14

Zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurven und zyklische Streckgrenzen

Mit Hilfe der Gleichung G-14 und der Gleichung G-3 kann die zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve

(ZSD-Kurve) bestimmt werden. Durch Auflösen der Gleichung G-13 nach 𝑒𝐴,𝑝 erhält man den Ausdruck

in Gleichung G-15 für die plastische Dehnungsamplitude.

𝑒𝐴,𝑝 =∆𝑒𝑝

2=(𝑆𝑎

𝐾′)1 𝑛′

⁄

G-15

Anhang

lvi

Durch Einsetzen der Gleichungen G-15 Und G-3 in Gleichung G-2 und Auflösen nach 𝑒𝐴 ergibt sich der

Ausdruck in Gleichung G-16, welche den Ausdruck für die Darstellung der gesamten ZSD-Kurve dar-

stellt. Voraussetzung dafür ist jedoch, dass man zunächst 𝐸, 𝐾′, und 𝑛′ kennt. 𝐾′ und 𝑛′ werden an-

hand der Gleichung G-14 wie zuvor beschrieben berechnet. Als E der jeweiligen Werkstoffvariante wird

der Mittelwert der Steigungen des anfänglichen linearen Anteils der Spannungs-Dehnungs-Kurven bei

der Erstbelastung aller Versuche bei der jeweiligen Prüftemperatur verwendet.

𝑒𝐴=𝑆𝑎

𝐸+(𝑆𝑎

𝐾′)1 𝑛′

⁄

G-16

Zwei Diagramme können erstellt werden. Ein Diagramm 𝜎𝑎=𝑓(𝑒𝐴,𝑝), Gleichung G-15, und ein Dia-

gramm 𝜎𝑎=𝑓(𝑒𝐴), Gleichung G-16. Letztes stellt die ZSD-Kurve dar (gestrichelte Linien in Abbildung

5-17g bis i). Die erste Darstellung, Gleichung G-15 ist hilfreich, um die zyklischen Streckgrenzen für jeden

Werkstoff und Temperatur, bei 𝑒𝐴,𝑝 =0,2 %, zu bestimmen.

Darstellung der monotonischen Spannungs-Dehnungs-Kurve

Um das zyklische mechanische Verhalten mit dem monotonischen zu vergleichen kann man auch die

Diagramme 𝜎𝑎=𝑓(𝑒𝑝) und 𝜎𝑎=𝑓(𝑒𝐴) (durchzogene Linien in Abbildung 5-17g bis i) für die monoto-

nische Belastungsart darstellen. Dafür werden die Datenpunkte der Anfangsbelastung bis zur maxi-

malen Dehnung der Versuche mit höchster Dehnungsamplitude für jeden Werkstoff und Temperatur

benutzt.

Für die Erstellung des Diagramms 𝜎𝑎=𝑓(𝑒𝑝) werden zunächst die Koeffizienten der Ramberg-Os-

good Gleichung für den monotonischen Fall der Belastung, Gleichung G-17, bestimmt. Dafür muss aber

zunächst der plastische Anteil der Dehnung bei der Anfangsbelastung, 𝑒𝑝, bestimmt werden. Dies er-

folgt nach Gleichung G-18 anhand der Datenpunkte der Anfangsbelastung bis zur maximal erreichten

Dehnung, 𝑒𝑚𝑎𝑥, und die dazu gehörige Spannung, 𝜎𝑚𝑎𝑥. 𝑚 stellt die Steigung einer jeweils an dem

elastischen Anteil der betrachteten Belastungskurve gefitteten Gerade dar.

𝑒𝑝=(𝑆𝑎

𝐾)𝑛

G-17

𝑒𝑝=𝑒𝑡,𝑚𝑎𝑥 −𝑆𝑚𝑎𝑥

𝑚

G-18

Anhang

lvii

Eigene Veröffentlichungen

B. Rehmer, F. Bayram, L.A. Ávila Calderón, G. Mohr, B. Skrotzki, Elastic modulus data for additively and

conventionally manufactured variants of Ti-6Al-4V, IN718 and AISI 316 L, Scientific Data 10(1) (2023)

474.

A. Ulbricht, L.A. Ávila Calderón, K. Sommer, G. Mohr, A. Evans, B. Skrotzki, G. Bruno, Evolution of Creep

Damage of 316L Produced by Laser Powder Bed Fusion, Advanced Engineering Materials 25(12) (2023)

2201581.

L.A. Ávila Calderón, B. Graf, B. Rehmer, T. Petrat, B. Skrotzki, M. Rethmeier, Characterization of Ti–

6Al–4V Fabricated by Multilayer Laser Powder-Based Directed Energy Deposition, Advanced Engineer-

ing Materials 24(6) (2022) 2101333.

L.A. Ávila Calderón, B. Rehmer, S. Schriever, A. Ulbricht, L. Agudo Jácome, K. Sommer, G. Mohr,

B. Skrotzki, A. Evans, Creep and creep damage behavior of stainless steel 316L manufactured by laser

powder bed fusion, Materials Science and Engineering: A 830 (2022) 142223.

T. Mishurova, K. Artzt, B. Rehmer, J. Haubrich, L. Ávila, F. Schoenstein, I. Serrano-Munoz, G. Requena,

G. Bruno, Separation of the impact of residual stress and microstructure on the fatigue performance

of LPBF Ti-6Al-4V at elevated temperature, International Journal of Fatigue 148 (2021) 106239.

A. Charmi, R. Falkenberg, L. Ávila, G. Mohr, K. Sommer, A. Ulbricht, M. Sprengel, R. Saliwan Neumann,

B. Skrotzki, A. Evans, Mechanical anisotropy of additively manufactured stainless steel 316L: An exper-

imental and numerical study, Materials Science and Engineering: A 799 (2021) 140154.