Table Of ContentFORSCHUNGSBERICHTE DES LANDES NORDRHEIN-WESTFALEN
Nr.1534
Herausgegeben
im Auftrage des Ministerprasidenten Dr. Franz Meyers
von Staatssekretar Professor Dr. h. c. Dr. E. h. Leo Brandt
DK 669.14.018.295:539.51/.54
669.112.227.3
Prof. Dr. phil. Adolf Rose
Max-Planck-Institut jur Eisenjorschung, Dusseldorf
SchweiBbarkeit und Umwandlungsverhalten
der
Stăhle
Springer Fachmedien Wiesbaden GmbH
ISBN 978-3-663-06684-2 ISBN 978-3-663-07597-4 (eBook)
DOI 10.1007/978-3-663-07597-4
Verlags-Nr. 011534
© 1966 b y Springer Fachmedien Wiesbaden
Urspriinglich erschienen bei Westdeutscher Verlag. Koln und Opladen 1966
Inhalt
A. Einleitung ..................................................... 7
B. Literaturauswertung ............................................ 8
C. Messung der Abkiihlungsvorgange im Bereich der SchweiBnaht ...... 13
I. MeBverfahren .............................................. 13
II. Auswertung der MeBergebnisse . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .. 17
D. KorngroBe und Umwandlungsverhalten ........................... 24
I. Bestimmung des Kornwachstums ............................. 24
II. Bestimmung des Umwandlungsverhaltens bei hohen Abkiihlungs
geschwindigkeiten und hohen Austenitisierungstemperaturen . . . .. 27
III. Das Umwandlungsverhalten hochfester schweiBbarer Stahle im
Bereich der SchweiBnaht .................................... 31
E. Zusammenfassung 42
Literaturverzeichnis ................................................ 45
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A. Einleitung
Fur den GroBstahlbau ist, ebenso wie fur den Fahrzeug- und Maschinenbau, die
Schweiflbarkeit des Werkstoffes Stahl eine der wesentlichen Eigenschaften. Die
Verbindung von Konstruktionselementen durch SchweiBen fordert zur Entwick
lung einer gewichtsarmen Gesamtkonstruktion die Anwendung von moglichst
hochfesten Stahlen. Die Steigerung der Festigkeit erfolgt bei Baustahlen, die im
Walzzustand, d. h. nach vorgegebener Warmebehandlung, eingesetzt werden, im
allgemeinen dadurch, daB der Anteil an Legierungselementen erhoht und damit
gleichzeitig die Hartbarkeit verbessert wird.
Das bedeutet, daB bei der Entwicklung hochfester schweiBbarer Baustahle eine
Teileigenschaft des sehr komplexen Sammelbegriffes »SchweiBbarkeit« immer
mehr beachtet werden muB, und zwar die Aufhartung beim SchweiBen als Er
gebnis einer ungewollten, aber insbesondere durch die hohen Austenitisierungs
temperaturen »wirkungsvollen« Warmebehandlung, die zur Bildung von Rissen
und die Konstruktion gefahrdenden mehrachsigen Spannungszustanden in der
warmebeeinfluBten Zone fiihren kann.
Fur diese Entwicklung von Stahlen und die Beurteilung ihrer SchweiGbarkeit
ist es daher erforderlich, die Beanspruchung der Werkstoffe durch die Warme
behandlung des SchweiBens zu kennen, d. h. deren entscheidende GroBen, die
Austenitisierung und die Abkuhlungsgeschwindigkeit, in Abhangigkeit von den
SchweiBbedingungen. Dabei ist angenommen, daB die beim SchweiBen ein
gebrachte Wasserstoffmenge mit steigendem Gehalt diese durch das Gefuge be
dingte RiBanfiilligkeit vergroBert. Der Wasserstoffgehalt ist in erster Linie von
der Art der verwendeten Elektroden abhangig und nicht von der eingebrachten
Energiemenge und von Blechdicke und Konstruktion, die die Abkuhlungs
geschwindigkeit bestimmen.
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B. Literaturauswertung
Bei dem Suchen nach Ursachen fUr die Grenzen der Schwei13barkeit von Stahlen
ist der Blick recht friih auf die Aufhartung in den Obergangsbereichen als Ursache
fUr Spannungsrisse im Grundwerkstoff in der Nahe der Schwei13e gelenkt worden.
So fordert L. REEVE [1] bereits 1940, da13 zur Vermeidung von Rissen die Maximal
Harte in der Obergangszone 400 DPH nicht iiberschreiten solle und im Mittel
nicht 350 DPH. (Neuerdings entschlo13 sich die Kommission IX des IIW, einen
Wert von HV 350 als Maximalwert anzusehen.) Er entwickelt eine Schwei13probe,
bei der dieTemperaturausdehnung und die Volumenanderung durch Umwandlung
bei Kehlschwei13nahten unter gro13tmoglichem Zwang erfolgen, so da13 sie unter
kritischen Bedingungen, d. h. niedriger Umwandlungstemperatur und sprodem
U mwandlungsgefiige, zu Rissen fiihren. Das Verhalten des Werkstoffes wird
nach der Aufhartung und dem Auftreten von Rissen beurteilt. DEARDEN und
O'NEILL [2] untersuchen die Ri13anfalligkeit niedrig legierter Stahle mit unter
schiedlichen Gehalten an Mn, Ni, Cr und Mo in dieser Reeve-Probe und kommen
zur Formulierung des Kohlenstoffaequivalentes
Caeq % = C + k Mn + 1\ Ni + i Cr + t Mo.
Unter iiblichen Schwei13bedingungen sollen keine Schwei13risse auftreten, wenn
Caeq kleiner als 0,45% bleibt. Die Gewichte der einzelnen Elemente bei der Er
rechnung des Kohlenstoffaequivalentes lassen deutlich erkennen, da13 es sich
hierbei um eine Abschiitzung der Hartbarkeit des Werkstoffes und nicht um
andere Eigenschaften wie Sprodbruchanfalligkeit handelt.
W. F. HESS, L. L. MERILL, E. F. NIPPES und A. P. BUNK [3] messen dagegen
unter verschiedenen Bedingungen unmittelbar die Abkiihlungsgeschwindigkeiten
bei Lichtbogen-Handschwei13ungen und beurteilen danach die Beanspruchung
des Werkstoffes.
C. L. M. COTTRELL [4] ist der Meinung, da13 dann Risse in der aufhartenden Zone
neben der Schwei13naht auftreten, wenn das Ende der Umwandlung des durch
die Aufwarmung gebildeten Austenits bei zu niedrigen Temperaturen liegt. Das
bedeutet aber, da13 eine Martensitbildung erfolgt. Er bezeichnet es als kritisch,
wenn die gesamte Umwandlung des Austenits unterhalb 245°C endet1. Er schlagt
deshalb vor [5], die Unterkiihlung der Austenitumwandlung fiir bestimmte hohe,
als kritisch erkannte Abkiihlungsgeschwindigkeiten bei auf ihre Schwei13barkeit
zu priifenden Werkstoffen zu messen, und entwickelt dafiir eine Dilatometer-
1 Die Lage dieser Temperaturgrenze sei abhangig vom eingebrachten Wasserstoffgehalt.
Sie kann urn so niedriger angenommen werden, je weniger Wasserstoff aufgenommen
ist.
8
anordnung, in der die Probenkorper des SchweiSwerkstoffes in geeigneter Weise
abgekuhlt und ihre Umwandlung in Abhangigkeit von der Temperatur verfolgt
wird. Die Untersuchungen der thermischen Beanspruchung des Werkstoffes
durch Bestimmen der Abkuhlungsgeschwindigkeit bzw. der Abkuhlungszeit bis
3000 C werden von ihm in LichtbogenschweiBungen an verschiedenen Modell
konstruktionen systematisch weitergefuhrt. Sie wurden zu einem SchweiS
barkeits-Prufverfahren hochfester Stahle, genannt CTS (Controlled Thermal
Severity) [6], ausgebaut. Der Werkstoff wird in dies en ModellschweiSversuchen
bestimmten, durch eine TS (Thermal Severity)-Nummer gekennzeichneten Ab
kuhlungsbedingungen unterworfen und etwa auftretende Risse mikroskopisch
festgestellt. Die Anderung der Abkuhlungsgeschwindigkeit wird bei gleich
gehaltener eingebrachter Leistung durch eine Verbesserung der Warmeableitung,
d. h. VergroBerung des warmeableitenden Querschnittes uber die Blechdicke
oder, wie bei Kehlnahten an T-Konstruktionen, Ableitung in mehreren Richtun
gen erzielt.
Als 1954 in dem Atlas zur Warmebehandlung der Stahle [7] ZTU-Schaubilder
fUr kontinuierliche Abkuhlung auch von schweiBbaren Stahlen veroffentlicht
wurden, geschah dies in der Absicht, die Umwandlungsvorgange in der Ober
gangs zone von SchweiBnahten bei den verschiedenen Werkstoffen zu uberprUfen
und daraus Unterlagen zu gewinnen uber ihre Eignung fUr bestimmte SchweiB
vorgange. Das setzte voraus, daB die Abkuhlungsvorgange unter den verschiede
nen SchweiBbedingungen bekannt waren. Derartige Messungen wurden bereits
oben erwahnt, sie wurden spater von E. F. NIPPES und W. F. SAVAGE [8] fUr
einige wenige SchweiBbedingungen mit groBer Sorgfalt fortgesetzt.
Die ersten Anwendungen derartiger Abkuhlungsmessungen an SchweiBnahten
auf kontinuierliche ZTU-Schaubilder zur Beurteilung des Umwandlungsgesche
hens in den kritischen Obergangsbereichen brachten F. NEHL und A. ROSE [9]
und einen allgemeinen Oberblick tiber die Anwendung der ZTU-Schaubbilder
fur-die SchweiBtechnik A. ROSE [10]. Die Anwendung besteht darin, daB durch
Auflegen der schnellsten in der warmebeeinfluBten Zone gemessenen Abkuhlungs
kurve fUr die in Frage kommenden SchweiBbedingungen auf das kontinuierliche
ZTU-Schaubild des hinsichtlich seiner SchweiBbarkeit zu beurteilenden Stahles
(s. Abb. 1) vorausgesagt wird, ob und welche Hochstmenge an Martensit ge
bildet wird. Die kritische Martensitmenge, d. h. die Menge, die noch nicht zu
Rissen fUhrt, wurde bisher teils mit 30%, teils mit 50% angenommen, unter Ver
wendung der den geringsten Wasserstoffgehalt einbringenden Elektrodensorte.
Die vorliegenden Erfahrungen lassen sich etwa so zusammenfassen, daB bei
einem Anteil von mehr als 50% Martensit am GefUge die Gefahr einer RiSbildung
bei der Abkuhlung nach dem SchweiBen in der warmebeeinfluBten Zone besteht
und daB noch bis herab zu 30% Martensit Spannungen auftreten konnen, die die
Haltbarkeit der Konstruktion beeintrachtigen konnen. Durch groBeren Wasser
stoffgehalt konnen die Bedingungen soweit verscharft werden, daB bereits bei
30% Martensit Risse beim SchweiBen auftreten.
W. HOFMANN und R. MULLER [11] und spater F. BURAT und W. HOFMANN [12]
versuchen mit einer Dilatometerkonstruktion uber Fuhlhebel, die gleichzeitig
9
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Abb. 1 Kritische und kennzeichnendc Abkiihlungsvorgange im ZTU-Schaubild fiir
kontinuierliche Abkiihlung
auch als Thermoelement dienen, unmittelbar bei VersuchsschweiGungen den
Temperatur-und den Umwandlungsverlauf in dicht in der Obergangszone neb en
einander liegenden Bohrungen zu messen. Die Ergebnisse bestatigen die Richtig
keit der grundsatzlichen Aussagen, die aus dem vorgeschlagenen Vergleich ge
messener Abkuhlungsvorgange beim SchweiGen mit den ZTU-Schaubildern
fur kontinuierliche Abkiihlung bestimmter Werkstoffe gczogen werden konnen.
In den UdSSR hat nach einem zusammenfassenden Bericht von M. K. SHOR
SHOROV [13] N. N. RYKALIN ebenfalls die Auswirkungen des thermischen
Prozesses beim SchweiGen auf die GefUgeausbildung des Grundwerkstoffes
untersucht und die SchweiGbedingungen insbesondere durch die Abkuhlungs
geschwinCIigkeit im Temperaturbereich der geringsten Austenitstabilitat der in
Frage kommenden Stahle urn 5000 C gekennzeichnet. SHORSHOROV hat ein Geriit
zur SchweiGbarkeitsprufung konstruiert, welches den thermischen Zyklus beim
SchweiGen in kleinen Proben nachbildet und deren mcchanische Eigenschaften
auch bei erhohter Temperatur zu prUfen gestattet.
Am grundlichsten sind in Japan die Abkuhlungsverhaltnisse unter den ver
schiedensten SchweiGbedingungen untersucht worden mit dem Ziel, daraus
Aussagen uber die Aufhartung in der warmebeeinfluGten Zone zu gewinnen.
H. KIHARA, H. SUZUKI und F. KANATANI [14] fassen ihre umfangreichen MeG
ergebnisse in Nomogrammen zusammen, die es gestatten, den schnellsten Ab
kuhlungsvorgang in der warmebeeinfluGten Zone zu bestimmen in Abhangigkeit
von der SchweiGstromstarke, SchweiGgeschwindigkeit, Blechausgangstemperatur
10
und einer Konstanten, die die Art der SchweiBung, Flach- oder Kehlnaht kenn
zeichnet. Dieser Vorgang wird beschrieben durch die Abkiihlungsgeschwindig
keit bei 540° C. Diesen Abkiihlungsgeschwindigkeiten werden in einem Diagramm
Maximalhiirten zugeordnet fiir eine Reihe von Stahlen, die ebenfalls wie bei
DEARDEN und O'NEILL gekennzeichnet sind durch das Kohlenstoffaequivalent.
Dieses Kohlenstoaequivalent ist lediglich durch ein Summenglied fUr Silizium
n
(+ Si) erweitert. H. SEKIGUCHI und M. INAGAKI [15] haben sieh im Gegensatz
dazu unseren friiheren Oberlegungen angeschlossen und versuchen, iiber die
Abkiihlungsgeschwindigkeit bzw. die Abkiihlungszeit von 800 bis 500° C nach
der SchweiBerwarmung aus den Umwandlungsschaubildern fUr kontinuierliehe
Abkiihlung, die sie nach dem gleiehen Verfahren wie wir aufnehmen, Aussagen
iiber das Umwandlungsverhalten der Werkstoffe beim SchweiBen zu gewinnen.
Es ist sieher, daB eine derartige Auswertung das tatsachliche Verhalten der Werk
stoffe besser zu beurteilen gestattet, als das Kohlenstoffaequivalent. Dieser Wert
gestattet beispielsweise nicht, zu unterscheiden zwischen einem Stahl mit hohem
C-Gehalt und niedriger Legierungskonzentration und einem hochlegierten Stahl
mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt. Die MeBergebnisse iiber den Abkiihlungs
vorgang werden auch von SEKIGUCHI und 1NAGAKI in Nomogrammen zusammen
gefaBt, aus denen die Abkiihlungszeiten von 800 bis 500° C ermittelt werden. Zur
Kennzeiehnung der SchweiBbedingungen wird hier zusatzlich die Spannung des
Liehtbogens benutzt. Der funktionale Zusammenhang unterscheidet sich nur
geringfUgig von dem durch KIHARA, SUZUKI und KANATANI benutzten. Ais
kritische Grenze fUr die bei einem vorgegebenen Werkstoff noch ohne RiBgefahr
zulassigen SchweiBbedingungen wird nicht eine Abkiihlungszeit gefordert, die
eine Martensitbildung von 50 oder 30% ausschlieBt, sondern eine solche, die eine
Ferritbildung nieht mehr unterdriickt. 1m ZTU-Schaubild, Abb. 1, bedeutet dies
eine Abkiihlungszeit groBer als kr. LaBt sieh dies bei vorgegebenen SchweiB
bedingungen und festgelegter Stahlzusammensetzung nicht mehr erreiehen, so
muB der zu schweiBende Werkstoff vorgewarmt werden. Die Anderung der
Abkiihlungszeit in Abhangigkeit von der V orwarmtemperatur lal3t sich ebenfalls
mit den Nomogrammen bestimmen.
Kommt es beim SchweiBen zur RiBbildung, so liegen diese Risse stets in den
Stellen mit den hochsten Martensitgehalten und damit auch der hochsten Harte.
Die hochsten Harten im Grundwerkstoff treten in unmittelbarer Nahe der auf
geschmolzenen Zone auf. Fiir die Beurteilung der SchweiBbarkeit geniigt es da
her, die Abkiihlungsgeschwindigkeit an dieser Stelle zu kennen. Es ist eine Frage,
ob man zur riehtigen Beurteilung der Werkstoffe ZTU-Schaubilder benotigt,
deren Austenitisierungsbedingungen denen dieser Stelle entsprechen miissen,
oder ob man auch aus den ZTU-Schaubildern fiir die bei dies en Stahlen iiblichen
Austenitisierungstemperaturen von etwa 900°C brauchbare Schliisse ziehen kann.
SEKIGUCHI halt es fUr notwendig, kontinuierliche ZTU-Schaubilder fiir eine
kurzzeitige Austenitisierung zwischen 1300 und 1400°C aufzunehmen, die den
Verhaltnissen an der kritischen Stelle der Obergangszone weitgehend entsprechen.
1m foIgenden sollen zunachst die vorliegenden Ergebnisse der verschieden
artigen zitierten Abkiihlungsmessungen mit den Werten verglichen werden, die
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bei gemeinsam mit der Fa. Phonix Rheinrohr angestellten Untersuchungen2
unter soweit wie moglich veranderten SchweiBbedingungen gewonnen wurden.
1m Zusammenhang mit der Frage nach den fiir die Beurteilung der SchweiB
barkeit nach dem ZTU-Schaubild zweckmaBigen Austenitisierungsbedingungen
solI tiber die Entwicklung neuerer hochfester, schweiBbarer Stahle berichtet
werden.
2 Fiir die Mitarbeit habe ich insbesondere Herrn Dir. Dr. F. NEHL und Herrn Dipl. Phys.
]. WOITSCHACH zu danken.
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