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Potential‐Sonden‐Messungen und Potential‐Profile über Schweißverbindungen korrosionsbeständiger Nickel‐Basis‐Werkstoffe und Sonderstähle
Authors: Altpeter E. , Heubner U. , Rockel M. 
Published: May 2005

AbstractEine Vielzahl von Potential‐Weg‐Kurven wurde quer über Schweißverbindungen (LBH, WIG, MIG, Plasma) der korrosionsbeständigen Nickel‐Chrom‐Molybdän‐Legierungen 22 (2.4602), C‐276 (2.4819), C‐4 (2.4610), der Nickel‐Chrom‐Eisen‐Molybdän‐Kupfer‐Legierung G‐3 (2.4619) und des korrosionsbeständigen austenitischen Stahls Cronifer 1925 hMo (1.4529) aufgenommen. Nach ersten Versuchen in einer hochohmigen Elektrolytlösung aus 90 Vol.‐% Methanol + 10 Vol.‐% 10−3 M HCl ( χ = 18 bis 20 μ@s/cm) wurde der besseren Handhabung wegen auf vollentsalztes Wasser übergegangen, dessen Leitfähigkeit mit 0.1 M HCl auf χ = 10 bis 20 μs/cm eingestellt wurde. Dabei stellte sich heraus. daß die Potential‐Profile verschiedener Verbindungsschweißungen eine deutliche Elektrolytabhängigkeit aufweisen.Die Potential‐Profile über den artgleichen Verbindungsschweißungen der NiCrMo‐Legierungen lassen nur geringfügige oder keine Unterschiede im Potential zwischen Grundwerkstoff und Schweißgut erkennen. Demzufolge dürfte in chloridhastigen Elektrolyten an artgleichen NiCrMo‐Schweißverbindungen kein bevorzugter Korrosionsangriff erfolgen. Das entspricht der praktischen Erfahrung.Über den mit überlegiertem NiCrMo‐Schweißzusatz ausgeführten Verbindungsschweißungen des 6% Mo‐Stahls Cronifer 1925 hMo und der NiCrFeMoCu‐Legierung G‐3 wurden im wäßrigen HCl‐Elektrolyten Potential‐Profile gemessen, die einen Potentialabfall im NiCrMo‐Schweißgut von bis zu 420 mV gegenüber den Grundwerkstoffen zeigen. Anhand von Stromdichte‐Potential‐Kurven können diese Potentialunterschiede dahingehend interpretiert werden, daß Grundwerkstoff und Schweißgut in der verwendeten Lösung elektrochemisch in unterschiedlicher Weise reagieren. Das Schweißgut ist deshalb aber nicht weniger korrosionsbeständig als der Grundwerkstoff.
Untersuchungen der Hochtemperatursulfidierung von Stählen in H2/H2S‐ und H2/H2S/H2O‐Gasgemischen
Authors: Grosser W. , Meder D. , Auer W. , Kaesche H. 
Published: May 2005

AbstractEin Aluminium‐legierter und verschiedene Aluminium‐freie ferritische Stähle, sowie austenitische Stähle wurden in H2S‐H2‐ und in H2S‐H2O‐H2‐Gasgemischen im Temperaturbereich 300 bis 700 C korrodiert. Der Gesamtdruck betrug 1 bar, der Wasserdampfpartialdruck konstant 0,1 mbar; der Schwefelwasserstoffpartialdruck variierte zwischen 1 und 200 mbar. Thermogravimetrische Untersuchungen ergaben für alle ferritischen Stähle nahezu lineare, für die austenitischen Stähle weitgehend parabolische Zeitgesetze. Die Sulfidierungsgeschwindigkeit der ferritischen Stähle nimmt mit dem Chromgehalt bis 18 Gew% relativ wenig, mit höheren Gehalten stärker ab. Steigender Nickelgehalt austenitischer Stähle verringert die Sulfidierungsgeschwindigkeit nur mäßig. Der Aluminiumgehalt des Stahls X7 CrAl 15 5 erniedrigt dagegen die lineare Zunderkonstante um mehrere Größenordnungen gegenüber Aluminium‐freien ferritischen Stählen. Die verbesserte Korrosionsbeständigkeit ist auf selektive Oxidation des Aluminiums zurückzuführen. Der Schutz durch Al2O3 wird aber durch eine Kriechverformung unter mechanischer Belastung aufgehoben. Es kommt zur Ausbildung interkristalliner Risse bei Belastungen kleiner 80 Mpa, bei höheren von transkristallinen Rissen.Metallographische Untersuchungen ergaben bei allen Stählen Doppelschichten. Bei den ferritischen Stählen besteht die äußere Schicht überwiegend aus Eisensulfid FeS, die innere aus Eisen‐Chrom‐Mischsulfid. Die äußere Sulfidschicht der austenitischen Stähle enthält neben Eisensulfid geringe Gehalte an Chrom‐ und Nickelsulfid, in der inneren Schicht werden als heterogenes Phasengemisch Eisen‐Chrom‐ und Eisen‐Nickel‐Spinelle sowie Nickelsulfid Ni3S2 identifiziert.Bildungsmechanismen für das Schichtwachstum werden vorgeschlagen.
Investigations into the relationship between the Corrosion behaviour of CN 108 alloy in sea water and the chemical composition of its corrosion products
Authors: Gusmano G. , Montesperelli G. , Traversa E. , Zanoni R. 
Published: May 2005

AbstractThis paper deals with the investigation of the corrosion behaviour of CN 108 alloy in sea water by means of surface analysis (SEM, EDS and XPS). The results with samples with different surface finishes (as‐received or pickled), tested in natural or artificial sea water, are discussed. The chemical composition and the morphology of the corrosion products were established and realted to the corrosion behaviour of the alloy. In highly chlorinated sea water the growth of a cathodic film, strongly enriched in manganese, and pitting initiation at the grain boundaries, were observed on both as‐received and pickled samples. The occurrence of general uneven corrosion in unchlorinated sea water is related to the presence of a surface film, strongly enriched in iron, which was neither protective nor homogeneous. The good performance of the alloy in intermediate chlorination conditions is related to the growth of a very compact, protective film, characterized by a balanced enrichment of both Fe and Mn.
Mechanismus des Rißwachstums bei der Spannungsrißkorrosion des austenitischen Stahls X6 CrNiTi 18 10 in wäßriger Chloridlösung bei erhöhten Temperaturen
Authors: Engelmann H.‐J. , Mummert K. 
Published: May 2005

AbstractEs wird der Mechanismus des Rißwachstums bei der Spannungsrißkorrosion von Dampferzeuger‐Heizrohren aus dem Werkstoff X6 CrNiTi 18 10 (Werkstoff‐Nr. 1.4541) im Eigenspannungszustand und Temperaturbereich von 150–250 C diskutiert. Aus Ergebnissen fraktographischer Untersuchungen mittles REM und Untersuchungen im unmittelbaren Rißspitzenbereich korrosiver Risse mit Hilfe von TEM werden unter Einbeziehung des Nachweises der Entstehung von Korrosions‐Wasserstoff Modellvorstellungen zu diesem Prozeß abgeleitet. Das vorgeschlagene Modell für den Mechanismus des Rißwachstums bei der Spannungsrißkorrosion geht demnach von einem mikrorißinduzierten, stufenweisen Rißwachstum aus, welches auf einer lokalen Wasserstoffversprödung beruht. Die Mikrorißbildung erfolgt durch Gleitbanddekohäsion. Die entscheidenden Faktoren für den Rißfortschritt sind der mechanische Spannungszustand an der Rißspitze sowie die Wasserstoffentwicklung beim Korrosionsprozeß.
Korrosionsschutz durch Auftragschweißen mit der Titanlegierung Ti Code 12
Authors: Draugelates G. U. , Bouaifi G. B. , Wesling G. V. 
Published: May 2005

AbstractDie Chemische Industrie stellt bezüglich der Korrosionsbeständigkeit der eingesetzten Apparate und Maschinen sehr hohe Anforderungen. Der Einsatz von Sondermetallen, wie z.B. Titan und Titanlegierungen, als Werkstoffe für den Oberflächenschutz hochkorrosiv beanspruchter Anlagenkomponenten ist heute Industriestandard. Untersuchungen zum PHA‐Schweißen mit Titan und Titanlegierungen haben ergeben, daß es möglich ist, durch kontrollierte Wärmeeinbringung in den Grundwerkstoff und durch Abschirmung der Umgebungsatmosphäre Schweißplattierungen zu erzeugen. Bedingt durch die äußerst hohe Reaktivität von Titan mit Nicht‐Edelgasen und Metallen lagen die Schwerpunkte der Untersuchungen in der Minimierung der Gas‐Schweißgut‐Reaktionen und der damit verbundenen Bildung von spröden Reaktionsprodukten während des Auftragschweißprozesses durch Parameteroptimierung und Einsatz zusätzlicher Schutzgasabschirmung.Im Rahmen dieser Untersuchungen wurden am Beispiel der Schweißzusatzlegierung Ti Code 12 (W.‐Nr. 3.7055) PHA‐Schweißplattierungen auf Kesselblech H II (W.Nr. 1.0425) hergestellt. Hierbei wurde, zur Unterdrückung oder zur Minimierung der Bildung von spröden Reaktionsphasen, als Zwischenschicht eine PHA‐Auftragschweißung aus einer Nickelbasislegierung verwendet, um somit eine metallurgische Verbindungsbildung mit Titan und eine hohe Haftfestigkeit im Verbundwerkstoff zu ermöglichen. Anschließend wurden zur Beurteilung der Güte der Schweißplattierungen metallographische, mikroanalytische und korrosionsmechanische Untersuchungen vorgenommen.
Schwingungsrißkorrosionsverhalten des austenitischen Stahles X 6 CrNiMoTi 17 12 2 in 3%iger NaCl‐Lösung unter Umlaufbiegebelastung
Authors: Roeder Erwin , Bassler Hans‐Jürgen , Huber Matthias , Vollmar Jürgen 
Published: May 2005

AbstractDas dynamische Verhalten des hochlegierten austenitischen Stahles X 6 CrNiMoTi 17 12 2 (Werkstoff‐Nr. 14571) wird unter Umlaufbiegebelastung in chloridionenhaltigen wäßrigen Lösungen mit einer Prüffrequenz von 50 Hz untersucht. Als Korrosionsmedium wird dabei eine luftgespülte 3%ige NaCl‐Lösung, eingestellt auf pH 7 bei Raumtemperatur und 70 °C sowie pH 3 bei 70 °C, verwendet. Vergleichsversuche unter inerten Bedingungen in Thermoöl bei Raumtemperatur führen zu einer Dauerschwingfestigkeit von 315 N/mm2. Durch den zusätzlichen Korrosionsangriff sinkt die Zeitschwingfestigkeit für N = 107 um maximal 14%.Bei allen SwRK‐Versuchen zeigt sich, daß das während der gesamten Versuchsdauer aufgezeichnete Ruhepotential der oberhalb der 107‐Korrosionszeitschwingfestigkeit belasteten Proben unmittelbar vor deren Versagen sehr stark absinkt und dieses Verhalten als Bruchvorankündigung genutzt werden kann.
Einflüsse von Silicium und Kohlenstoff auf die Sulfidierung von Eisen
Authors: Wegge S. , Grabke H. J. 
Published: May 2005

AbstractDer korrosive Angriff durch H2S auf Stähle unter FeS‐Bildung behindert den Einsatz von Wärmetauschern in Verfahren, bei denen sulfidierende Gasgemische bei niedrigem Sauerstoffdruck auftreten. Es sollten Mittel und Wege geprüft werden, das FeS‐Wachstum zu hemmen. Thermogravimetrische Versuche in H2H2S bei 400 °C zeigten, daß während der ersten 100 h der Sulfidierung von Eisen ein Übergang von der „linearen”︁ durch die Phasengrenzreaktion H2S  S (im FeS) + H2 bestimmten Kinetik zur durch Diffusion im Korrosionsprodukt kontrollierten parabolischen Kinetik erfolgt, wobei die lineare Zunderkonstante mit der Zeit und zunehmender Schwefelaktivität an der FeS‐Oberfläche abnimmt (k1 ˜ 1/as). Bei der Sulfidierung von Fe‐6%Si wird eine innere Fe3Si‐Schicht gebildet. Hierdurch wird die Sulfidierung gehemmt, und es ist langzeitig (100 h) die langsame Phasengrenzreaktion bei hoher Schwefelaktivität an der FeS‐Oberfläche geschwindigkeitsbestimmend. Kohlenstoffabscheidungen, die in aufkohlenden Atmosphären (ac 1) auf der Eisenoberfläche erzeugt wurden, wirken sich dagegen nur wenig hemmend auf die Sulfidierung aus. Nur eine Graphitisierung der Eisenoberfläche bei 700 °C nach vorheriger Kohlenstoffsättigung bei 1000 °C in H2CH4 hat eine anfänglich hemmende Wirkung. Hiermit wurden Möglichkeiten der Hemmung der H2S‐Korrosion durch Si oder C aufgezeigt, die allerdings begrenzt sind.
Diffusionssperrschichten aus Al2O3 zur Beeinflussung der Haftschichtoxidation von MCrAlY‐Legierungen
Authors: Schmitt‐Thomas Kh. G. , Dietl U. 
Published: May 2005

AbstractMCrAlY‐Haftschichten (M = Co und/oder Ni) für keramische Wärmedämmschichten sind bei Betriebsbedingungen einem starken Oxidationsangriff ausgesetzt. Eine Möglichkeit, die Haftschichtoxidation zu verringern, besteht in der Verwendung von Diffusionssperrschichten. Auf die Haftschicht werden Diffusionssperrschichten aus Al2O3 mittels CVD, PVD und Plasma‐Puls‐Verfahren aufgebracht und einer isothermen Oxidationsbelastung (T = 1273 K, t = 250 h) bei atmosphärischen Bedingungen unterworfen.Die PVD‐ und CVD‐beschichteten Haftschichtproben weisen gegenüber unbeschichteten Proben stark reduzierte Oxidationsraten auf. Ein weiters Optimierungspotential des PVD‐ und CVD‐Verfahrens scheint vorhanden. Das Plasma‐Plus‐Verfahren ist aufgrund der damit erhaltenen porösen Schicht zum Aufbringen des Oxidationsschutzes ungeeignet.
Copper deterioration in a water distribution system of a county hospital in Germany caused by microbially influenced corrosion – II. Simulation of the corrosion process in two test rigs installed in this hospital
Authors: Wagner D. , Fischer W. , Paradies H. H. 
Published: May 2005

AbstractA copper corrosion process of unknown origin in a county hospital in Germany has been observed in the cold and warm water supplies shortly after operating the hospital. It seemed that the cause of these damages could be attributed to microbially induced corrosion. The evaluation of damages indicated that the constructive design of the installations and the operating conditions are parameters influencing the pitting corrosion to a large extent. In the past other damages have occurred in this water distribution area already [1].Two test rigs have been installed in the county hospital to simulate the corrosion process and to get a profounder understanding of the corrosion mechanism. The results obtained from these test rigs are compared to the findings in the hospital a few years ago concerning corrosion of copper as well as analytical, biological and operational parameters.
Untersuchung der Spannungsrißkorrosion von Baustählen in flüssigem Zink
Authors: Klemens Dietrich , Kaszàs Suzanne 
Published: May 2005

AbstractZiel dieser Forschungsarbeit war es, die Kenntnisse über das Auftreten der Spannungsrißkorrosion beim Verzinken von Stählen zu vertiefen. Es wurden unlegierte Baustähle mit z. T. erhöhten Gehalten an Kohlenstoff (bis 0,24%), Silizium (bis 0,30%) und Kupfer (bis 0,4%) untersucht. Zur Prüfung fertigungstechnischer Einflüsse wurden geschweißte und gekerbte Proben eingesetzt.Bei den Versuchen mit konstanter Vorlast wurden die Proben mit 70, 80, 90 und 100% der jeweiligen Streckgrenzenwerte bei Raumtemperatur vorgespannt und dann ins Zinkbad von 450 °C eingetaucht.Die Versuche mit konstanter Dehnung wurden mit Dehnraten von 5 · 10−4, 5 · 10−5 und 5 · 10−6 · s−1 durchgeführt. Bei einer Versuchsdauer von 250 h zeigten die Proben außerordentlich hohe Dehnungswerte. Nur bei der größten Dehnrate von 5 · 10−4 · s−1 gingen die Proben zu Bruch.Keine der untersuchten Proben wurde durch Spannungsrißkorrosion zerstört.
Einfluß von Natriumchlorid auf die Oxidation von hochlegierten Chrom‐ und Chrom‐Nickel‐Stählen
Authors: Reese E. , Grabke H. J. 
Published: May 2005

AbstractUntersucht wurde der Einfluß fester NaCl‐Ablagerungen auf der Zunderschicht auf die Oxidation der technischen Stähle X10 CrMoV 12 1, X15 CrNiSi 20 12 und X10 CrNiSi 25 20 bei 700°C. Unabhängig von der Legierungszusammensetzung löste die Anwesenheit von NaCl(s) auf der Oberfläche voroxidierter Proben stark beschleunigtes Wachstum von Fe2O3 aus, unter Bildung voluminöser, nicht‐schützender Schichten. Unterhalb dieser Zunderschichten, auf der metallischen Matrix, wurde in allen Fällen Chlorid festgestellt. Das Oxidwachstum erfolgt nach dem Mechanismus der “aktiven Oxidation”, in dem das Chlor eine katalytische Rolle spielt. Die Anwesenheit des Chlorids an der Metall/Oxid‐Grenzfläche setzt die Haftung der Zunderschicht herab und führt zum Abplatzen bei Abkühlen auf Raumtemperatur. Die beobachteten Effekte sind unabhängig von der Legierungszusammensetzung, ausschlaggebend ist vielmehr die Dicke der Oxidschicht und damit der Diffusionsweg des gasförmigen Eisenchlorids.
Die atmosphärische Korrosion von Kupfer und Bronze im Rahmen des UN/ECE‐Expositionsprogramms. Zwischenbericht nach 4‐jähriger Bewitterung
Authors: Stöckle Bruno , Fitz Stöckle , Mach Martin , Pöhlmann Georg , Snethlage Rolf 
Published: May 2005

AbstractBegleitet von einem umfassenden Meßprogramm für Umweltdaten wurden an 39 Stationen in 14 Ländern Kupfer‐ (DIN 1787) und Bronzeproben (DIN 1705) exponiert und anschließend untersucht. Gemessen wurden die Gewichtsveränderung, der Massenverlust (nach Abbeizen der Korrosionsschichten), die Farbveränderung (Dreibereichsverfahren), die chemische Zusammensetzung der Korrosionsprodukte (Debye‐Scherrer), die Schichtdicke (Wirbelstromverfahren) sowie die Rauhigkeit der bewitterten Oberfläche (Perthometer). Die Korrosionsdaten stehen dabei im Zusammenhang mit den Umweltdaten, insbesondere der Schwefeldioxidkonzentration, der Leitfähigkeit der Niederschläge und der Luftfeuchtigkeit.
Nachweis der Korrosionsbeständigkeit von Lagerbehälterwerkstoffen gegenüber wassergefährdenden brennbaren und nichtbrennbaren Lagermedien durch die Bewertung von Korrosionsdaten
Authors: Weltschev M. , Höpfner W. 
Published: May 2005

AbstractBei der Lagerung wassergefährdender Flüssigkeiten bedingen aufgrund des Besorgnisgrundsatzes des Wasserhaushaltsgesetzes allgemeine Schutzanforderungen und Schutzmaßnahmen eine entsprechende Auslegung und Überwachung der Lagerbehälter. Zu den allgemeinen Schutzmaßnahmen gehört der Nachweis der Korrosionsbeständigkeit des Behälterwerkstoffes gegenüber dem Langzeiteinfluß der Lagermedien. Als Voraussetzung zum Nachweis der Korrosionsbeständigkeit müssen die verwendeten Werkstoffe, Schweißnähte und Medien definiert sein. Als geeignet werden Flüssigkeits‐Werkstoff‐Kombinationen bewertet, wenn die Korrosionsrate durch Flächenkorrosion <0,1 mm/Jahr beträgt und keine lokalen Korrosionserscheinungen durch Lochfraßkorrosion oder Spannungsrißkorrosion zu erwarten sind.In der DIN 6601, die eine sogenannte Positiv‐Flüssigkeitsliste enthält, wurden auf der Basis von Literaturangaben, Erfahrungsnachweisen von Herstellern und Betreibern über einen Zeitraum von mindestens fünf Jahren sowie Ergebnissen von Korrosionsuntersuchungen wassergefährdender Flüssigkeiten hinsichtlich ihrer Werkstoffverträglichkeit mit unlegierten Stählen, austenitischen CrNi‐ und CrNiMo‐Stählen bei einer Temperatur von maximal 30°C bewertet. Die positive Korrosionsaussage gilt für viele Flüssigkeiten nur, wenn bestimmte stoffspezifische und betriebliche Auflagen erfüllt werden.Für nicht in der DIN 6601 aufgeführte Flüssigkeits‐Werkstoff‐Kombinationen ist der Nachweis der Korrosionsbeständigkeit durch Einzelgutachten erforderlich.
Zum Einfluß des Ni‐Gehaltes austenitischer Stähle auf den Mechanismus der Rißausbreitung bei der chloridinduzierten transkristallinen Spannungsrißkorrosion
Authors: Engelmann Hans‐Jürgen , Mummert Kurt 
Published: May 2005

AbstractAuf der Grundlage mikrostruktureller Untersuchungen im unmittelbaren Rißspitzenbereich korrosiver Risse mittels TEM wird der Einfluß des Ni‐Gehaltes austenitischer Stähle auf den Mechanismus der Rißausbreitung bei der chloridinduzierten transkristallinen Spannungsrißkorrosion im Temperaturbereich von 150°C bis 250°C diskutiert. Die an den Werkstoffen Nr. 1.4541 und Nr. 1.4558 gewonnenen Ergebnisse zeigen, daß der beim Korrosionsprozeß entstehende Wasserstoff den Prozeß der Rißausbreitung entscheidend beeinflußt. Der Einfluß des Wasserstoffs ist dabei von der Höhe der Stapelfehlerenergie und somit vom Ni‐Gehalt der austenitischen Stähle abhängig. Durch den Ni‐Gehalt wird aber auch die Diffusionsgeschwindigkeit des Wasserstoffs im Austenitgitter und damit die Möglichkeit der Ausbildung kritischer Wasserstoffkonzentrationen im unmittelbaren Rißspitzenbereich bestimmt. Mit Hilfe dieser Ergebnisse kann die aus der Literatur bekannte, mit wachsendem Ni‐Gehalt abnehmende Anfälligkeit gegen transkristalline Spannungsrißkorrosion besser verstanden werden.
Mikrobielle Werkstoffzerstörung – Grundlagen: Mikrobielle Schädigungsmechanismen
Authors: Sand W. 
Published: May 2005

AbstractGrundsätzlich sind alle Gruppen von Mikroorganismen, also Bakterien (und Cyanobakterien), Algen, Pilze und Flechten, in der Lage, durch Ausscheidung von Stoffwechselzwischen‐ und Endprodukten oder auf enzymatischem Wege Werkstoffe anzugreifen und zu schädigen. Je nach Nutzung eines Werkstoffes reicht das Spektrum mikrobiell beeinflußter Schäden von ästhetischen Problemen z. B. durch Verfärbung eines Kunststoffes durch eingelagerte Farbstoffe bis hin zur vollständigen Zerstörung von Werkstoffen wie z. B. durch biogene Schwefelsäurekorrosion von Beton. Die Angriffsmechanismen lassen sich trotz der Vielfalt der an Schädigungsprozessen mitwirkenden Mikroorganismen in sieben Hauptkategorien gliedern:
Angriff durch Mineralsäuren wie Schwefelsäure, Salpetersäure, Kohlensäure → Säurehydrolyse von Werkstoffen.
Angriff durch organische Säuren wie Essigsäure, Zitronensäure, Oxalsäure, Gluconsäure, Ameisensäure, Aminosäure etc. → Säurehydrolyse von Werkstoffen und Chelatisierung von Metallionen.
Salzstreß durch Reaktionsprodukte von 1) und 2) → Bindung von Kristallwasser = Volumenvergrößerung und damit Sprengwirkung „treibender Angriff”︁, Erhöhung des Wassergehaltes poröser Werkstoffe durch hydrophile Wirkung = Verstärkung des Angriffes Frost Tau‐Wechsel, chemische Reaktionen mit Werkstoffmatrix durch Umkristallisationen.
Einwirkung von Schadstoffen wie Schwefelwasserstoff, Stickoxide → die mikrobielle Oxidation von Schwefelwasserstoff führt zur Säurebildung oder im Falle der Ausscheidung als Stoffwechselendprodukt zu Metallkorrosion durch Ausfällung von Metallsulfiden.
Einwirkung von Biofilm → Ausscheidung von exopolymeren Substanzen führt z. B. zu Metallkorrosion durch Bildung lokaler Spannungselemente, Erhöhung des Wassergehaltes wie bei 3), hydrophobierende Effekte durch Füllen und Verstopfen von Porenraum.
Angriff durch Enzyme → Bildung von Exoenzymen zur Spaltung unlöslicher organischer Makromoleküle wie Cellulose in kleine, wasserlösliche Bruchstücke wie Glucose.
Einwirkungen von oberflächenaktiven Substanzen → Ausscheidung von Stoffwechselzwischenprodukten zur Erhöhung der Wasserlöslichkeit hydrophober Substanzen.
Die aufgeführten Angriffsmechanismen wirken nicht separat, sondern vielfach gemeinsam auf Werkstoffe ein. Chemische Methoden zum Nachweis mikrobiell beeinflußter Werkstoffzerstörung versagen häufig oder liefern ein verzerrtes Bild, weil es sich bei den angreifenden Agenzien vielfach um labile Stoffwechselprodukte handelt. Diese können in späteren Phasen des Wachstums von Mikroorganismen wieder aufgenommen und im Stoffwechsel verarbeitet werden. Das trifft z. B. auf organische Säuren, Nitrate und Enzyme zu. Chemisch meßbar sind nur intermediäre Poolgrößen, die kaum eine Aussage über die tatsächliche Angriffsstärke zulassen. Mikrobiologische Untersuchungen zur Klärung der Kausalität sind daher unbedingt erforderlich.
Mikrobielle Werkstoffzerstörung – Grundlagen: Grundvorgänge der Korrosion
Authors: Heitz E. 
Published: May 2005

AbstractDurch mikrobiologische Wachstumsprozesse auf Metalloberflächen werden eine Reihe von Korrosionsreaktionen induziert, die mit Änderungen der Bedingungen an der Grenzoberfläche zusammenhängen. Die in Frage kommenden Korrosionssysteme sind dabei sehr vielfältig und die Schädigungsmechanismen entsprechend unterschiedlich.Metallische Werkstoffe korrodieren nach bekannten elektrochemischen Mechanismen, wobei die Mikroorganismen eine indirekte Wirkung haben. Sie erzeugen Biofilme, die ihrerseits Ursache von Konzentrationselementen (Sauerstoff, pH, Metallsalze) sind und letztlich zu lokalen Korrosionserscheinungen führen. Ein weiterer, vielverbreiteter Mechanismus beruht auf der Sulfidbildung durch sulfatreduzierende Bakterien mit dem Effekt einer Stimulierung der elektrochemischen Teilvorgänge. Eine dritte große Gruppe ist den säurebildenden Mikroorganismen zuzuordnen, die sowohl metallische als auch anorganische Werkstoffe angreifen können. Eine direkte Beteiligung von Mikroorganismen an den Grundvorgängen der Metallkorrosion ist nicht nachgewiesen worden. Der Korrosionsmechanismus an anorganischen Werkstoffen wie z. B. bei dem System Beton/Schwefelsäure ist rein chemischer Natur und beruht auf Vorgängen wie Bindungsabbau durch Ionenaustausch, Solvatation, hydrolytischer Spaltung sowie auf chemischer Umwandlung. Im Gegensatz hierzu beteiligen sich bei organischen Werkstoffen die Mikroorganismen vorwiegend direkt am Abbauprozeß. Für jedes natürliches Hochpolymere existiert ein Mikroorganismus, der, zu ihrem teilweisen oder vollständigen Abbau befähigt ist, wobei sie selbst oder Additive (z. B. Weichmacher) als C‐ und/oder N‐Quellen dienen. Die Erklärung der Mechanismen verlagert sich hiermit auf das Gebiet der Mikrobiologie und kann physikalisch‐chemisch nur bedingt interpretiert werden.