Schlussbericht - Fraunhofer IWS

Transcription

Schlussbericht
der Forschungsstelle
Nr. 16748/1, Fraunhofer-Institut für Werkstoff- und Strahltechnik IWS
zu dem über die
im Rahmen des Programms zur
Förderung der industriellen Gemeinschaftsforschung und –entwicklung (IGF)
vom Bundesministerium für Wirtschaft und Technologie
aufgrund eines Beschlusses des Deutschen Bundestages
geförderten Vorhaben 16748BR/1
Untersuchungen zur Vermeidung von Heißrissen beim Laserstrahlschweißen von
austenitischen Cr-Ni-Stählen und Nickelbasislegierungen mittels TemperaturfeldTailoring
(Bewilligungszeitraum: 1.10.2010 – 31.03.2013)
der AiF-Forschungsvereinigung
Forschungsvereinigung Schweißen und verwandte Verfahren
Dresden, 08.08.2013
Prof. Dr. Berndt Brenner
Ort, Datum
Name und Unterschrift des Projektleiters
an der (ggf. federführenden) Forschungsstelle
Seite 1
Zusammenfassung
Das Ziel des Forschungsvorhabens bestand darin, das für das Laserstrahlschweißen vergütbarer
Automatenstähle entwickelte Verfahren des Temperaturfeld-Tailorings auf heißrissgefährdete
austenitische Cr-Ni-Stähle und Nickelbasislegierungen zu übertragen. Mit diesem Verfahren
werden während des Schweißens transiente thermische Spannungen neben der Schweißnaht
durch eine mitlaufende induktive Erwärmung so erzeugt, dass die Heißrissbildung verhindert
wird. Als Versuchswerkstoffe wurden der austenitische Cr-Ni-Stahl mit Schwefelzusatz 1.4305,
die Cr-Ni-Stähle 1.4404 und 1.4435 sowie die Nickelbasislegierung Udimet 720 ausgewählt.
Im Ergebnis des Forschungsvorhabens konnte gezeigt werden, dass ein heißrissfreies
Laserstrahlschweißen bei den untersuchten Werkstoffen unter Nutzung von mindestens drei
verschiedenen schweiß- und werkstofftechnischen Ansätzen möglich ist: Erstens können mit
einem Temperaturfeld-Tailoring bei im Stumpfstoß zu verschweißenden Blechen aus
austenitischen Stählen bis mindestens 6 mm Dicke senkrecht zur Naht und parallel zur
Blechoberfläche wirkende transiente Druckspannungen erzeugt werden, die der Bildung von
Mittelrippenrissen oder dazu parallel liegenden Heißrissen entgegenwirken. Zweitens wird bei
rotationssymmetrischen Bauteilen, die mittels einer Axial-Rundnaht zu verschweißen sind, mit
einem relativ einfachen Temperaturfeld, das durch Erwärmung des innen liegenden
Fügepartners vor und während des Schweißens aufgebaut wird, ein Spannungsfeld erzeugt, das
die Bildung von Heißrissen verhindert. Schließlich konnte drittens ein heißrissfreies
Laserstrahlschweißen des Stahls 1.4305 und der Nickelbasislegierung Udimet 720 bereits ohne
den Einsatz zusätzlicher Temperaturfelder erreicht werden.
Die Grenzen der Einsetzbarkeit des Verfahrens bei Cr-Ni-Stählen werden dann erreicht, wenn
Quer-Heißrisse oder parallel zur Blechoberfläche liegende Heißrisse entstehen. Die zur
Vermeidung dieser Risse nötigen Druckspannungen in den Richtungen parallel zur Schweißnaht
bzw. senkrecht zur Blechoberfläche können mittels induktiver Erwärmung von der
Blechoberseite aus nicht in der erforderlichen Größe erzeugt werden. Ebenso stößt das
Verfahren an seine Grenzen, wenn Wiederaufschmelzungsrisse auftreten, was beim hier
verwendeten Stahl 1.4435 der Fall war. Die Spannungen, die zur Verhinderung einer
Rissöffnung an den Korngrenzen der Wärmeeinflusszone erforderlich wären, konnten durch
Temperaturfeld-Tailoring nicht erreicht werden.
Die Möglichkeit des heißrissfreien Schweißens des Stahls 1.4305 auch ohne TemperaturfeldTailoring ergibt sich hauptsächlich aus dem primär ferritischen Erstarrungsmodus des Stahls in
der vorliegenden Legierungszusammensetzung. Ein industrieller Einsatz des Laserstrahlschweißens für diesen oft als nicht schweißbar klassifizierten Stahl erscheint möglich, wenn bei
der Legierungszusammensetzung auf niedrige Anteile der Austenitbildner Nickel, Kohlenstoff
und Stickstoff Wert gelegt wird und damit eine stabil primär ferritische Erstarrung erreicht wird.
Für diesen Fall kommt es nicht zur Schwefelanreicherung an den Korngrenzen, wodurch die
Bildung niedrigschmelzender Phasen und damit die Heißrissentstehung verhindert wird.
Die Nickelbasislegierung Udimet 720LI konnte ebenfalls ohne Temperaturfeld-Tailoring heißrissund porenfrei geschweißt werden, wofür eine genaue Optimierung der Parameter beim
Laserstrahlschweißen nötig war. Durch die nach dem Schweißen erforderliche Wärmebehandlung zur Wiederherstellung eines Ausscheidungsgefüges in der Naht kommt es nicht
zum gefürchteten strain age cracking, was darauf schließen lässt, dass beim entwickelten
Laserstrahlschweißprozess nur geringe Eigenspannungen entstehen und keine nennenswerten
Versprödungserscheinungen auftreten.
Weil einerseits eine heißrissfreie Schweißbarkeit für verschiedene Werkstoffe und ein Bauteil
erreicht werden konnte, andererseits eine vollständige Wirksamkeit des TemperaturfeldTailorings zum Aufbau von transienten Druckspannungen in beliebigen Richtungen für
austenitische Cr-Ni-Stähle nicht demonstriert werden konnte, wird eingeschätzt:
Die Ziele des Vorhabens wurden teilweise erreicht.
Seite 2
Danksagung
Das IGF-Vorhaben 16748BR/1 der Forschungsvereinigung Schweißen und verwandte Verfahren
e.V. wurde über die AiF im Rahmen des Programms zur Förderung der industriellen
Gemeinschaftsförderung und –entwicklung (IGF) vom Bundesministerium für Wirtschaft und
Technologie aufgrund eines Beschlusses des Deutschen Bundestages gefördert.
Die Forschungsstelle, das Fraunhofer-Institut für Werkstoff- und Strahltechnik Dresden IWS,
möchte für diese Förderung und Unterstützung an dieser Stelle ausdrücklich danken.
Das Fraunhofer IWS Dresden dankt den Mitgliedern des projektbegleitenden Ausschusses für die
Unterstützung bei der Bearbeitung des Forschungsvorhabens durch die fruchtbaren
Diskussionen und kritischen Anmerkungen bei der Planung des Projektes, in den Sitzungen des
projektbegleitenden Ausschusses und bei den Arbeitstreffen in den Unternehmen und in der
Forschungsstelle. Besonderer Dank gilt den Unternehmen für die Materiallieferungen, die
Herstellung der Versuchsproben und –Bauteile und die Ausführung der Arbeiten zur
Charakterisierung der Schweißergebnisse.
Die Mitglieder des projektbegleitenden Ausschusses waren:
MTU Aero Engines München
Dachauer Str. 665
80995 München
Herr Dr. K.-H. Richter
Witzenmann GmbH
Östliche Karl-Friedrich-Str. 134
75175 Pforzheim
Herr Dr. G. Kolbe
NUTECH GmbH
Ilsahl 5
24536 Neumünster
Herr Dipl.-Ing. A. Rach
Deutsche Edelstahlwerke GmbH Witten
Auestr. 4
58452 Witten
Herr Dipl.-Ing. N. Major
MARS Lasertechnik GmbH
Am Köpfchen 9
99869 Emleben
Herr Dipl.-Ing. H. Reinhold
Held Systems Deutschland GmbH
Industriestr. 26
63150 Heustenstamm
Herr Dipl.-Ing. J. Held
EFD Induction GmbH
Lehner Str. 91
79004 Freiburg
Herr Dipl.-Ing. C. Duschek
Rofin-Sinar Laser GmbH
Berzelsiusstr. 87
22113 Hamburg
Herr Dipl.-Ing. P. Kallage
SITEC Industrietechnologie GmbH
Bornaer Str. 192
09114 Chemnitz
Herr Dipl.-Ing. U. Demmler
Seite 3
Erläuterung zur Verwendung der Zuwendung
Für die durchzuführenden Arbeiten wurden 2 wissenschaftliche Mitarbeiter für insgesamt 26
Mannmonate und zwei Techniker für insgesamt 12 Mannmonate beschäftigt.
Die geleistete Arbeit entspricht in vollem Umfang dem begutachteten und bewilligten Antrag
und war damit notwendig und angemessen.
Es wurden keine gewerblichen Schutzrechte erworben oder angemeldet.
Sitzungen des projektbegleitenden Ausschusses
Folgende Sitzungen des projektbegleitenden Ausschusses haben stattgefunden:
Sitzung Nr.
Datum
Ort/ Gastgeber
Teilnehmer
1
9.12.2010
Dresden
Fraunhofer IWS
Nutech GmbH
EFD Induction GmbH
Held Systems GmbH
Sitec Industrietechnologie GmbH
2
11.3.2011
Dresden
Fraunhofer IWS
Witzenmann GmbH
MTU Aero Engines GmbH
EFD Induction GmbH
3
11.10.2011
Pforzheim
Witzenmann GmbH
Witzenmann GmbH
Deutsche Edelstahlwerke GmbH
Nutech GmbH
Held Systems GmbH
4
19.9.2012
Neumünster
Nutech GmbH
Nutech GmbH
Deutsche Edelstahlwerke GmbH
Witzenmann GmbH
5
7.5.2013
Emleben
MARS Lasertechnik
GmbH
Nutech GmbH
Witzenmann GmbH
Held Systems GmbH
Seite 4
Inhaltsverzeichnis
Zusammenfassung
Danksagung
Erläuterung der Verwendung der Zuwendung
Sitzungen des projektbegleitenden Ausschusses
1
Wissenschaftlich-technische und wirtschaftliche Zielstellungen ................................. 7
1.1
1.2
1.3
2
Anlass für das Forschungsvorhaben ............................................................................ 7
Wissenschaftlich-technische Ziele ............................................................................... 7
Wirtschaftliche Ziele ................................................................................................... 8
Werkstoffe und Schweißverfahren ................................................................................ 9
2.1
Werkstoffauswahl ...................................................................................................... 9
2.1.1 Austenitische Cr-Ni Stähle ...................................................................................... 9
2.1.2 Nickelbasislegierungen ......................................................................................... 12
2.1.3 Gelieferte Werkstoffe und Herstellung der Schweißproben ................................... 13
2.1.3.1
Austenitische Cr-Ni-Stähle ............................................................................ 13
2.1.3.2
Nickelbasislegierung Udimet 720LI ............................................................... 15
2.2
Schweißversuche ..................................................................................................... 16
2.2.1 Laserstrahl-Schweißanlagen ................................................................................. 16
2.2.1.1
Schweißanlage LIHM 1000 (Für Bleche) ........................................................ 16
2.2.1.2
EMAG-Maschine (für rotationssymmetrische Bauteile „Ventilkörper“) .......... 16
2.2.1.3
Eingesetzte Laser .......................................................................................... 17
2.2.1.4
Verwendete Optiken und Arbeitsköpfe......................................................... 17
2.2.2 Induktionsanlage.................................................................................................. 18
2.2.2.1
Induktionsgenerator ..................................................................................... 18
2.2.2.2
Induktoren ................................................................................................... 18
2.2.3 Versuchsanordnungen ......................................................................................... 19
2.2.3.1
Schweißversuche an Blechen, Parameter für das Temperaturfeld-Tailoring .... 19
2.2.3.2
Schweißen des „Ventilkörpers“ .................................................................... 21
3
Erzielte Forschungsergebnisse ..................................................................................... 22
3.1
Heißrissfreies Schweißen des Cr-Ni-Stahls 1.4305 ..................................................... 22
3.1.1 Hauptergebnis ..................................................................................................... 22
3.1.2 Nachweis der Rissfreiheit ...................................................................................... 23
3.1.2.1
Metallographische Untersuchungen ............................................................. 23
3.1.2.2
Röntgen- und Ultraschallprüfungen .............................................................. 24
3.1.2.3
Bestimmung der mechanischen Eigenschaften der Schweißnähte ................. 25
3.1.3 Metallurgische Ursachen für das heißrissfreie Schweißen des Cr-Ni-Stahls
1.4305 ................................................................................................................. 27
3.1.3.1
Chargenzusammensetzung und Typ der Primärerstarrung ............................ 27
3.1.3.2
Verteilung des Schwefels im Schweißgut ...................................................... 29
3.2
Temperaturfeld-Tailoring für den Stahl 1.4435 ......................................................... 31
3.2.1 Hauptergebnis ..................................................................................................... 31
3.2.2 Art und Verteilung der Heißrisse und Wirkung des Temperaturfeld-Tailorings ....... 31
3.2.3 Ergebnisse der Simulationsrechnungen................................................................. 34
3.2.4 Nachweis der Schwefelanreicherung an den Wiederaufschmelzungsrissen ........... 37
Seite 5
3.3
Bauteillösung: Schweißen der Ventilkörper aus Stahl 1.4404 .................................... 39
3.3.1 Ausgangssituation................................................................................................ 39
3.3.2 Strategie zur Heißrissvermeidung ......................................................................... 39
3.3.3 Ergebnisse der Versuche mit induktiver Erwärmung .............................................. 40
3.4
Rissfreies Schweißen der Nickelbasislegierung Udimet 720LI ..................................... 43
3.4.1 Hauptergebnis ..................................................................................................... 43
3.4.2 Nachweis der Rissfreiheit nach dem Schweißen .................................................... 44
3.4.3 Zustand der Schweißnähte nach der Wärmebehandlung ...................................... 45
4
Einschätzung der Forschungsergebnisse ..................................................................... 49
4.1
Erreichung der wissenschaftlich-technischen Ziele .................................................... 49
4.2
Erreichung der wirtschaftlichen Ziele ........................................................................ 50
4.3
Ergebnistransfer in die Wirtschaft ............................................................................. 52
4.4
Gesamteinschätzung ................................................................................................ 54
5
Literaturverzeichnis ....................................................................................................... 55
Seite 6
1 Wissenschaftlich-technische und wirtschaftliche
Zielstellungen
1.1 Anlass für das Forschungsvorhaben
Heißrisse stellen ein bisher unzureichend gelöstes Problem mit großer wirtschaftlicher Tragweite
dar. Die sichere Vermeidung von Heißrissen bildet für fast ausnahmslos alle Schmelzschweißverfahren eine der zentralen Herausforderungen für ein wichtiges Spektrum von metallischen
Konstruktionswerkstoffen und betrifft neben den Herstellern von Schweißtechnik auch
Werkstoffhersteller, eine Vielzahl von Anwendern von Schweißverfahren und die schweißtechnische Normung und Forschung.
Heißrisse sind Materialtrennungen, die entlang der Korngrenzen, Zellgrenzen oder Dendritengrenzen verlaufen, deren Entstehung als direkte Folge der Erstarrung angesehen wird und deren
Entstehungsbedingungen unmittelbar an die Besonderheiten der mechanischen Eigenschaften
im Temperaturintervall der Erstarrung und den sich daran anschließenden Temperaturbereich
gebunden sind [Kou02, LK05, Sch04a, Sch04b]. Die Ursache für die Entstehung von Heißrissen
liegt im Zusammenwirken von mechanischen Spannungen bei der Abkühlung der Schweißnaht
und der verminderten Verformbarkeit des erstarrenden Materials. Heißrisse treten fast immer in
Verbindung mit niedrigschmelzenden Phasen an den Korngrenzen auf. Nach den Ursachen für
die verminderte Verformbarkeit werden Heißrisse im Allgemeinen in Erstarrungsrisse, Wiederaufschmelzungsrisse und Risse durch Verformbarkeitsabfall (Ductility Dip Cracks) eingeteilt.
Zu den heißrissanfälligen Werkstoffen zählen solch wichtige Werkstoffgruppen wie austenitische
Stähle, Automatenstähle, Aluminiumlegierungen, Duplexstähle, Sonderstähle, Nickelbasislegierungen und Kupfer-Nickel-Legierungen. Insbesondere für die austenitischen Cr-Ni-Stähle
verschärft sich die Situation beim Laserstrahlschweißen durch die negative Wirkung der
schnellen Abkühlung, so dass der Einsatz dieses hocheffektiven Fügeverfahrens für austenitische
Cr-Ni-Stähle ohne oder mit geringem -Ferrit-Anteil zusätzlich erschwert ist [PML90, Sch00,
LK05]. Gleiches gilt auch für die Schweißbarkeit von Nickellegierungen mittels Laserstrahlschweißen, wobei in dieser Werkstoffklasse durch eine größere Vielfalt an metallurgischen
Heißrissursachen ein komplexeres Problem vorliegt.
In Vorfeld dieses Projektes konnte durch eigene Arbeiten [Gö08, BG06] gezeigt werden, dass
durch transiente thermisch induzierte Spannungen (Temperaturfeld-Tailoring) die Heißrisse in
vergütbaren Automatenstählen vollständig verhindert werden können. Die Metallurgie und die
fundamentalen physikalischen Eigenschaften (Magnetisierbarkeit und Wärmeleitfähigkeit) von
austenitischen Cr-Ni-Stählen und Ni-Basiswerkstoffen unterscheiden sich jedoch signifikant von
den Vergütungsstählen. Aus diesem Grund war es erforderlich, systematisch zu untersuchen ob,
und wenn ja unter welchen Bedingungen der Ansatz des induktiven Temperaturfeld-Tailorings
(TT) auf diese wichtigen Werkstoffklassen übertragen werden kann.
1.2 Wissenschaftlich-technische Ziele
Abgeleitet aus den Mängeln des Standes der Technik einerseits und dem industriellen Bedarf
andererseits bestand das wesentliche Ziel des Forschungsvorhabens darin, das Konzept des
Temperaturfeld-Tailoring (TT) mittels prozessintegrierter, mitlaufender induktiver Erwärmung auf
das Laserstrahlschweißen von heißrissgefährdeten, industriell aber häufig verwendeten
Werkstoffen aus den Werkstoffklassen der austenitischen Cr-Ni-Stähle und Ni-Basislegierungen
zu übertragen. Damit sollten auch diese wichtigen Werkstoffklassen dem effektiven
Laserstrahlschweißen zugänglich gemacht werden.
Seite 7
Zur Erreichung des Forschungszieles werden folgende wissenschaftlich-technische
Forschungsergebnisse angestrebt:
- Entwicklung eines Verfahrens für das TT für heißrissanfällige austenitische Chrom-NickelStähle und Ni-Basislegierungen,
- Anwendungsgerechte und verallgemeinerungsfähige Darstellung der Abfolge der
Verfahrensschritte von der thermo-mechanischen Modellierung und Simulation des Prozesses
über Induktordesign-Richtlinien bis zur technologischen Umsetzung für Schweißproben,
bauteilähnliche Probekörper und Bauteile,
- Bewertung und Erstellung einer Rangfolge der TT-Parameter und technologischen
Einflussgrößen hinsichtlich ihrer Wirkung auf die Heißrissbildung für die untersuchten
Werkstoffklassen,
- Darstellung allgemeingültiger technologischer Regeln für das Temperaturfeld-Tailoring
anhand der Erkenntnisse an den zu untersuchenden Werkstoffklassen (austenitische Cr-NiStähle, Ni-Basis-Werkstoffe).
1.3 Wirtschaftliche Ziele
Das neuartige Verfahren des Temperaturfeld-Tailoring stellt ein innovatives Konzept innerhalb
der modernen und hocheffektiven Laserstrahl-Schweißverfahren dar und eröffnet die
Möglichkeiten neuer Fügetechnologien für Bauteile aus austenitischen Cr-Ni-Stählen oder
Nickelbasiswerkstoffe, insbesondere für High-Tech-Produkte der deutschen Industrie und
insbesondere KMU, wie z.B. Abgasrückführsysteme und Abgasdehnkörper, Wärmetauscher,
Festoxidbrennstoffzellen, Teile von Gasturbinen-Triebwerken und andere, die bisher nicht oder
nur eingeschränkt schmelzschweißbar waren. Im Falle einer erfolgreichen Projektbearbeitung
wird eine weltweit neue Entwicklungsrichtung zur Verbreiterung des industriellen Einsatzes des
hocheffizienten Laserstrahlschweißens erschlossen. Eine Ausdehnung auf eine breite Palette
anderer heißrissanfälliger Werkstoffe wird dadurch möglich.
Indem eine Technologie entwickelt wird, mit der diese Werkstoffe mittels Laserschweißen gefügt
werden können, eröffnen sich für viele Bauteile und Anwendungen völlig neue Möglichkeiten,
nicht nur hinsichtlich der anwendbaren Fügetechnologien, sondern auch hinsichtlich der
einsetzbaren spanenden Fertigungsverfahren, indem auf korrosionsbeständige Automatenstähle
zurückgegriffen werden kann. Dadurch würden sich viele Armaturen und Flansche für die
Chemieindustrie oder für Hochtemperaturprozesse deutlich effektiver fertigen lassen.
Darüber hinaus besteht die Chance, in Fällen, in denen zur Vermeidung von Heißrissen sonst mit
Schweißzusatzwerkstoff geschweißt werden muss, auf teure Nickeldrähte und eine aufwändige
Y-Nahtvorbereitung zu verzichten und gleichzeitig eine mindestens 30% höhere
Schweißgeschwindigkeit zu erzielen.
In anderen Fällen, z. B. bei Ni-Basislegierungen, können erhebliche Einsparungen im
Materialeinsatz und bei der Endbearbeitung erzielt werden, indem komplizierte Bauteile mittels
Laserschweißen aus einfachen vorgefertigten Komponenten gefügt werden.
Mit dem Forschungsvorhaben sollten folgende wirtschaftlichen Ziele erreicht werden:
- Entwicklung eines effektiven prozessintegrierten Verfahrens, das es gestattet, die
Anwendbarkeit des wirtschaftlich vorteilhaften Laserstrahlschweißens auf ausgeprägt
heißrissanfällige Werkstoffe zu erweitern,
- Sichere wirtschaftliche Schweißbarkeit von heißrissanfälligen Werkstoffen ohne die
Verwendung von teuren SZW und einer aufwändigen Y-Nahtvorbereitung,
- Einsparung von Zerspanungskosten durch Ersetzung von spanend bearbeiteten
Konstruktionen durch Schweißkonstruktionen und/oder Übergang zu besonders gut
spanbaren Automatenstählen, Prototyplösungen für effektive rissfreie Schweißbarkeit von
Bauteilen aus bisher nicht ausreichend schweißbaren Werkstoffen.
Seite 8
2 Werkstoffe und Schweißverfahren
2.1 Werkstoffauswahl
2.1.1 Austenitische Cr-Ni Stähle
Obwohl austenitische Cr-Ni-Stähle generell gut schweißbar sind, kann es abhängig von der
chemischen Zusammensetzung und insbesondere vom Gehalt an Verunreinigungen mit
Schwefel und Phosphor zu einer Einschränkung der Schweißbarkeit wegen der Neigung zur
Bildung von Heißrissen kommen. Grundsätzlich besteht diese Heißrissneigung vor allem bei
primär austenitisch erstarrenden Stählen. Diese Stähle sind unter anderem deshalb besonders
heißrissanfällig, weil die Löslichkeit von Schwefel und Phosphor im Austenit geringer ist als im
Ferrit und weil der thermische Ausdehnungskoeffizient im Austenit größer ist. Damit fallen eine
ausgeprägte Seigerungsneigung und große thermische Spannungen im Temperaturintervall der
Erstarrung zusammen, was zur Bildung von Erstarrungsrissen im Schweißgut führen kann.
In der Abbildung 1a ist die Heißrissneigung für austenitische Cr-Ni-Stähle schematisch in
Abhängigkeit vom Quotienten aus Chromäquivalent und Nickeläquivalent dargestellt. Da das
Chromäquivalent den Gehalt an Ferritbildnern und das Nickeläquivalent den Gehalt an
Austenitbildnern zusammenfasst, stehen niedrige Quotienten Creq./Nieq für primär austenitische
Erstarrung (A und AF), während für Legierungen mit größeren Quotienten primär ferritische
Erstarrung (FA und F) erfolgt. Damit besteht eine Gefährdung für die Bildung von Heißrissen vor
allem für Stähle mit niedrigem Creq./Nieq.. In der Literatur wird häufig ein Quotient Creq./Nieq von
1,5 als Grenze für die Heißrissbildung angegeben [LK05, SIE86].
Die Heißrissneigung kann metallurgisch im Wesentlichen auf zwei Wegen reduziert werden.
Erstens kann durch Zugabe ferritbildender Legierungselemente die Primärerstarrung in Richtung
einer primär ferritischen Erstarrung verändert werden, wobei sich die austenitische Umwandlung
dann erst im vollständig erstarrten Zustand anschließt. Neben der geringeren Seigerungsneigung
führt die Volumenabnahme bei der Austenitbildung im Allgemeinen zur Ausbildung von Druckspannungen im gerade erstarrenden Ferrit, was zur Vermeidung von Erstarrungsrissen beiträgt
[Sch04b]. Zweitens kann versucht werden, den Gehalt an Schwefel und Phosphor in der
Schmelze sehr gering gehalten, wodurch eine Verringerung der Heißrissneigung über die
weitgehende Vermeidung der Bildung niedrigschmelzender Phasen erreicht wird.
Für die Werkstoffauswahl bei den Untersuchungen zur Anwendbarkeit des TemperaturfeldTailorings sind gerade solche Cr-Ni-Stähle interessant, die beim Schweißen mit hoher
Wahrscheinlichkeit Heißrisse bilden. Einerseits kommen dafür Legierungen mit einem niedrigen
Creq./Nieq und damit primär austenitischer Erstarrung in Betracht, andererseits sind Stähle mit
einem hohen Schwefelgehalt von Interesse.
In der Abbildung 1b liegen Legierungen mit dem gesuchten niedrigen Creq./Nieq links oberhalb
der Grenzlinie „Cr-/Ni-Äquivalent=1,5“ und die starke Gefahr der Heißrissbildung für diese
Werkstoffe ist durch schräge Schraffur verdeutlicht. Für die Untersuchungen im
Forschungsvorhaben wurde aus diesen Stählen (und weiteren, nicht in der Abbildung 1b
eingezeichneten Legierungen) der Chrom-Nickel-Molybdän-Stahl 1.4435 (X2CrNiMo18-14-3)
ausgewählt. Für das Schweißen wird die Verwendung eines Zusatzwerkstoffes empfohlen
[DEW07b].
Seite 9
a
Abbildung 1:
b
Einfluss der Art der Primärerstarrung auf die Neigung zur Bildung von Heißrissen in
Cr-Ni-Stählen
(a) schematische Darstellung [LK05]
(b) Zusammenhang zwischen Chrom-Nickel-Äquivalent, Erstarrungsmodus und
Heißrissneigung für verschiedene Cr-Ni-Stähle [SSE86]
Berechnung der Chrom- und Nickeläquivalente nach [STM80]
Als austenitischer Cr-Ni-Stahl mit hohem Schwefelgehalt wurde der Stahl 1.4305 (X8CrNiS18-9)
ausgewählt. Es handelt sich dabei um den klassischen austenitischen Stahl für die
Automatenbearbeitung. Von einer Schweißung dieser hochaufgeschwefelten Güte wird vom
Stahlhersteller wegen der Bildung von Heißrissen ausdrücklich abgeraten [DEW08].
Für industrielle Anwender wäre die Entwicklung eines Schweißverfahrens für diesen Stahl
allerdings von höchstem Interesse, da dann das wirtschaftliche Potenzial einer effektiven
Automatenbearbeitung mit der Schweißmöglichkeit kombinierbar wäre. Aus diesem Grund
wurde die Wahl des Stahls 1.4305 vom pbA-Mitglied Witzenmann GmbH angeregt und
unterstützt.
Der Einfluss der Verunreinigungen Phosphor und Schwefel auf die Neigung zur Heißrissbildung
wird in der Literatur häufig am sogenannten „Suutala-Diagramm“ (Abbildung 2a) diskutiert.
Aus dieser Darstellung ist erkennbar, dass für Legierungen mit einem Creq./Nieq -Quotienten
unterhalb 1,5 nur für sehr geringe Schwefel- und Phosphorgehalte eine heißrissfreie
Schweißbarkeit erwartet werden kann. Bereits ab S+P-Gehalten von ca. 0,015% kommt es
häufig zur Rissbildung. Oberhalb Creq./Nieq  1,5 sind lt. „Suutala-Diagramm“ Schweißungen mit
wenig oder keinen Rissen möglich. Für diese Stähle verhindert offenbar die durch die ferritische
Primärerstarrung gegebene und im Vergleich zum Austenit relativ hohe Löslichkeit von Schwefel
und Phosphor die Bildung niedrigschmelzender Phasen (z.B. FeS) an den Dendriten- bzw.
Korngrenzen und damit die Heißrissbildung.
Diese Aussage – Legierungen mit Creq./Nieq > 1,5 erstarren primär ferritisch und sind auch bei
höheren Schwefelgehalten rissfrei schweißbar – besitzt allerdings nur orientierenden Charakter.
Diese Unsicherheit ist der Tatsache geschuldet, dass für Cr-Ni-Stähle, die mit ihrer
Zusammensetzung in der Nähe der eutektischen Rinne des Fe-Ni-Cr-Systems liegen, die Art der
Primärerstarrung für eine gegeben Stahlsorte sehr empfindlich von der genauen
Legierungszusammensetzung und dem genauen Zeit-Temperatur-Verlauf der Erstarrung
Seite 10
abhängen kann. So ist allein durch die zugelassenen Legierungstoleranzen und damit durch
Schwankungen in den Chargenzusammensetzungen ein Umschlag der Art der Primärerstarrung
möglich. In der Abbildung 1b sind diese möglichen Toleranzen als Rechtecke für die jeweiligen
Stahlsorten eingezeichnet; bei Betrachtung der tatsächlich zulässigen Toleranzbereiche, müssten
diese Rechtecke aber deutlich größer gezeichnet werden (s. Abschnitt 3.1.3).
Zu einer Änderung der Art der Primärerstarrung kann es auch infolge einer Unterkühlung der
Schmelze kommen [SMS06], was wegen der höheren Abkühlgeschwindigkeit vor allem beim
Laserstrahlschweißen möglich ist. In der Abbildung 2b ist der damit in Zusammenhang stehende
empirische Befund gezeigt, dass beim Laserstrahlschweißen auch für Creq./Nieq > 1,5 Risse
auftreten und erst ab einem Grenzwert von ca. 1,7 ein rissfreies Schweißen erwartet werden
kann. Dies wird als Effekt der Unterkühlung an den Dendritenspitzen und eine dadurch bedingte
Änderung von primär ferritischer zu primär austenitischer Erstarrung für Legierungen dieser
Zusammensetzungen interpretiert [KF81, LK05].
a
Abbildung 2:
b
Einfluss des Gehaltes an Schwefel und Phosphor auf die Heißrissneigung
(a) Suutala Diagramm: Zusammenstellung der Heißrissneigung für eine Vielzahl von
Cr-Ni-Stählen in Abhängigkeit des S- und P-Gehaltes [KUJ79]
(b) Verschiebung der Grenzkurve für Heißrissbildung bei Schnellerstarrung beim
Laserstrahlschweißen [PAC90]; offene Symbole – Risse; gefüllte Symbole – keine Risse.
Berechnung der Chrom- und Nickeläquivalente nach [STM80]
Als weiterer Stahl für die Untersuchungen in diesem Forschungsvorhaben wurde der ChromNickel-Molybdän-Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt 1.4404 (X2CrNiMo17-12-2)
ausgewählt. Obwohl dieser Stahl aus gut schweißgeeignet gilt (siehe z.B. [DEW07a]), wird in der
Praxis des Laserstrahlschweißens immer wieder von auftretenden Heißrissen berichtet (z.B.
[LEN09]). Die Ursachen dafür, dass diese Schwierigkeiten nur in einigen Anwendungsfällen
auftreten, liegen wahrscheinlich in der oben beschriebenen Nähe zur eutektischen Rinne im FeCr-Ni-System und dem daraus resultierenden Einfluss von Legierungstoleranzen und
Unterkühlungseffekten. Eine Rissneigung dieser Stähle ist damit nicht unbedingt zwingend, stellt
aber einen hohen Unsicherheitsfaktor dar [KM01].
Die Aufnahme dieses Stahls in das Untersuchungsprogramm erfolgte auf Anregung des pbAMitgliedes NUTECH GmbH.
Seite 11
2.1.2 Nickelbasislegierungen
Ähnliche Aussagen zur Heißrissempfindlichkeit wie für Fe-Ni-Cr-Legierungen gelten auch NickelBasislegierungen [Sch00, Kou02, Sch04a, Sch04b]. Da in diesen Werkstoffen der Mechanismus
der ferritischen Erstarrung zur Verhinderung von Heißrissen nicht zur Verfügung steht, können
Erstarrungsrisse auch in diesen Werkstoffen ein erhebliches Problem darstellen, das die
Schweißbarkeit beeinträchtigen kann. Zudem sinkt mit zunehmendem Ni-Gehalt die Löslichkeit
von Begleitelementen weiter ab, so dass auch bei geringen Konzentrationen von S, P, B, Si, und
Nb heißrissempfindliche Korngrenzenfilme gebildet werden können. Nachteilig, d.h. die
Heißrissempfindlichkeit steigernd, wirkt sich auch die mit steigendem Ni-Gehalt abnehmende
Diffusionskonstante aus, was zusätzlich zu einer größeren Seigerungsneigung führt [Sch04a,
DXT00, ALN08, LSM+08]. Ähnlich wie in Cr-Ni-Stählen kann auch in Nickelbasislegierungen die
Bildung von Erstarrungsrissen durch die Begrenzung des Gehaltes an Begleitelementen
verhindert oder stark eingeschränkt werden [Kal94].
Aufgrund der starken Seigerungsneigung von Nickellegierungen nimmt in dieser Werkstoffklasse auch die Bedeutung der Wiederaufschmelzungsrisse zu. Wiederaufschmelzungsrisse
bilden sich in der Wärmeeinflusszone (WEZ), wenn niedrigschmelzende Eutektika oder
niedrigschmelzende Phasen, wie Ni3S2, vorwiegend an Korngrenzen aufgeschmolzen werden
[Kou03].
Zusätzlich zu den Heißrissarten, die mit der Existenz oder Bildung von schmelzflüssigen Phasen
an den Korngrenzen verbunden sind, nimmt in dieser Werkstoffgruppe die Bedeutung der
Heißrisse durch Zähigkeitsabfall (Ductility Dip Cracks) zu [RL05, YS08]. Ductility Dip Cracks
werden vorwiegend durch die Bildung fester spröder Phasen an den Krongrenzen oder durch
die Reduzierung der Korngrenzenkohäsion in der WEZ verursacht. Sie führen zu einem zum Teil
starken Abfall des Verformungsvermögens bei Temperaturen unterhalb der Solidustemperatur
und sind nicht an die Existenz von flüssigen Phasen gebunden. Damit liegt bei dieser
Werkstoffgruppe eine größere Vielfalt an metallurgischen Heißrissursachen und somit eine
größere Komplexität des Problems vor. Die Literatur beschränkt sich vorwiegend auf die
Untersuchung der komplexen Mechanismen für die Heißrissbildung [RL04a, RL04b, RL05, RSL06,
CL03a, CL03b, CL04, NL08, ND09a, ND09b]. Im Gegensatz zu den austenitischen Cr-Ni-Stählen
sind für diese Werkstoffklasse kaum systematische Untersuchungen zur Vermeidung oder
Reduzierung von Heißrissen bekannt geworden, die zu einer technologisch umsetzbaren
Verbesserung der Schweißbarkeit geführt haben.
Ein weiterer Effekt, der von der oben genannten Rissbildung durch Zähigkeitsabfall schwer zu
trennen ist, und insbesondere in ausscheidungshärtbaren Ni-Basislegierungen zum Versagen von
Schweißnähten unmittelbar nach der Erstarrung oder bei nachfolgender Wärmebehandlung
führt, ist der Effekt des strain-age-cracking, eine Rissbildung durch einen der Reckalterung
verwandten Versprödungsprozess und hohe innere Spannungen [Kal94, Row06 Met08]. Dieser
Effekt führt mit den oben genannten eigentlichen Heißrissphänomenen dazu, dass hochfeste
aushärtbare Ni-Basislegierungen als nicht schmelzschweißbar gelten [Kal94].
Als Nickelbasislegierung für die im Rahmen dieses Forschungsvorhabens vorgesehenen
Untersuchungen wurde die vom pbA-Mitglied MTU Aero Engines München vorgeschlagene
Legierung Udimet 720 gewählt. Diese Nickelbasislegierung erlangt ihre Festigkeit durch die
Bildung von Ni3(Ti,Al)-Ausscheidungen. Ein weiterer Beitrag zur hohen Festigkeit des Werkstoffs
stammt von der Mischkristallhärtung mit Wolfram und Molybdän. Zusätzlich zur hohen
Festigkeit ist Udimet 720 bei erhöhten Temperaturen, typischerweise bis mindestens 650°C,
metallurgisch stabil und weist eine gute Korrosions- und Oxidationsbeständigkeit auf.
Seite 12
Die Gründe für diese Wahl dieser Legierung und das Interesse des Industriepartners bestehen in
folgenden Punkten:
- Das sichere Schweißen von Udimet 720 ist für zukünftige Entwicklungen der MTU Aero
Engines München erforderlich.
- In einem bereits bearbeiteten Projekt der MTU Aero Engines München mit dem Fraunhofer
IWS Dresden waren Heißrisse beim Auftragsschweißen von Udimet 720 aufgetreten. Es soll
untersucht werden, ob diese Risse auch beim Laserstrahlschweißen auftreten und
gegebenenfalls mittels Temperaturfeld-Tailoring vermieden oder reduziert werden können.
- Parallel zu dem in diesem Bericht beschriebenen Forschungsvorhaben untersucht der
Industriepartner die Schweißbarkeit von Udimet 720 mittels Elektronenstrahlschweißen. Aus
dem Vergleich mit dem Laserstrahlschweißen sollen vergleichende Aussagen zur Eignung
beider Verfahren und zur Reproduzierbarkeit der Ergebnisse gewonnen werden.
Die Auswahl weiterer geeigneter und verfügbarer Nickelbasislegierungen für dieses
Forschungsvorhaben erwies sich als schwierig. In mehreren Arbeiten in den zurückliegenden
Jahren wurden verschiedenste Nickelbasislegierungen vergleichend hinsichtlich ihrer
Heißrissanfälligkeit mittels Heißrisstests untersucht. In diesen Arbeiten wurden z.B. die
Legierungen Alloy 152, Alloy 182 [HBS07], Rene 125, Rene 142 [ALN07], sowie Alloy 617 und
Alloy 625 [Zin12] als heißrissanfällig klassifiziert. Diese Legierungen konnten allerdings im
Rahmen des Forschungsvorhabens nicht beschafft werden.
2.1.3 Gelieferte Werkstoffe und Herstellung der Schweißproben
2.1.3.1 Austenitische Cr-Ni-Stähle
Die austenitischen Cr-Ni-Stähle für die Schweißversuche an Blechproben wurden durch das pbAMitglied Deutsche Edelstahlwerke GmbH zur Verfügung gestellt. Die Lieferung erfolgte als
Rundmaterial mit Durchmessern von 130 mm (Stähle 1.4305 und 1.4404) und 200 mm (Stahl
1.4435).
Die chemischen Zusammensetzungen dieser Stähle sind in der Tabelle 1 angegeben.
Stahl
1.4305
1.4435
1.4404
Tabelle 1:
Elementgehalte [Masse-%]
C
Si
Mn
0,060
0,36
1,75
Cu
Co
Al
0,20
0,051
0,004
C
Si
Mn
0,020
0,33
1,72
Cu
N
Ti
0,29
0,079
< 0,002
C
Si
Mn
0,015
0,26
1,69
Cu
V
Co
0,42
0,06
0,14
P
0,026
N
0,023
P
0,030
Nb
< 0,005
P
0,033
Al
< 0,003
S
0,268
Ti
< 0,002
S
0,014
Cr
17,74
Nb
< ,005
Cr
17,39
Mo
0,24
Ni
8,23
Mo
2,55
Ni
12,96
S
0,023
N
0,047
Cr
16,75
B
0,001
Mo
2,05
Ti
<0,002
Ni
10,04
Nb
0,007
Chemische Zusammensetzung der von DEW gelieferten Stähle
Rundmaterial
(Analyseergebnisse von DEW)
Seite 13
Zusätzlich wurde der vor Beginn der Projektbearbeitung als möglicher Kandidat für die
Werkstoffauswahl in Betracht gezogene, aber für die Untersuchungen nicht verwendete Stahl
1.4571 (X6CrNiMoTi17-12-2) geliefert.
In den gelieferten Zusammensetzungen besitzen die untersuchten Stähle folgende Quotienten
Creq./Nieq:
Stahl
1.4305
1.4435
1.4404
Quotient Creq./Nieq
1,75
1,39
1,67
(Lieferung DEW, Tabelle 1)
1,74
(Lieferung NUTECH, Tabelle 3)
Tabelle 2:
Quotienten Creq./Nieq der gelieferten Stähle; Berechnung nach [STM80]
Die Herstellung der benötigten Blechproben für die Schweißversuche aus dem gelieferten
Rundmaterial erfolgte durch Sägen und Fräsen. Das Sägen lieferte Rohteile bis zu ca. 300 mm x
100 mm Größe, für die über die gesägte Fläche eine Einstellung der Dicke auf  0,5 mm genau
erzielbar war. Die genaue Herstellung der gewünschten Blechdicken und das Besäumen der
Fügekante erfolgten mittels Fräsen. Für die verschiedenen Schweißversuche wurde Bleche mit
Dicken zwischen 2 mm und 8 mm hergestellt (Abbildung 3). Die Herstellung der Schweißproben
erfolgte mit Unterstützung des pbA-Mitgliedes Witzenmann GmbH.
a
Abbildung 3:
1.4404
Tabelle 3:
b
Blechproben aus Cr-Ni-Stahl 1.4305
(a) Rohteile nach dem Sägen
(b) komplett bearbeitete Bleche für das Schweißen
C
Si
Mn
0,023
0,32
1,83
Cu
V
Co
0,34
0,106
0,138
P
0,026
Al
0,004
S
0,027
Ti
0,007
Cr
17,10
Nb
0,008
Mo
2,00
Ni
10,30
Chemische Zusammensetzung der von der NUTECH GmbH gelieferten Bauteile
„Ventilkörper“
(Analyseergebnisse des Spektrometerlabors der BGH Edelstahl Freital GmbH)
Für die Untersuchungen am Bauteil „Ventilkörper“ wurden die benötigten rotationssymmetrischen Proben aus dem Stahl 1.4404 vom pbA-Mitglied NUTECH GmbH zur Verfügung
gestellt. Jedes Bauteil bestand aus zwei Einzelteilen, einem Zylinder und einem Deckel
(Abbildung 4). Die Bauteile wurden im komplett bearbeiteten Zustand angeliefert und waren mit
Seite 14
einer Axial-Rundnaht zu verschweißen. Die Tabelle 3 enthält die chemische Zusammensetzung
dieses Werkstoffes. Es bestehen keine Unterschiede in den Zusammensetzungen der beiden
Einzelteile oberhalb des Messfehlers.
a
Abbildung 4:
b
Bauteil Ventilkörper, Zylinder (a) und Deckel (b), Lieferzustand
Das Einschweißen des Deckels in den Zylinder erfolgt mit dem Zapfen nach unten.
2.1.3.2 Nickelbasislegierung Udimet 720LI
Der Werkstoff Udimet 720LI wurde vom pbA-Mitglied MTU Aero Engines in Form von Platten
mit den Abmessungen 100 mm x 35 mm x 8 mm geliefert. Insgesamt standen 30 Stück dieser
Platten zur Verfügung. Der Zusatz „LI“ in der Werkstoffbezeichnung steht für low interstitials
und bezeichnet einen geringen Gehalt an interstitiellen Fremdatomen wie Bor, Silizium und
Kohlenstoff.
Die relativ kleine Probengröße war die maximal lieferbare Größe, da die Platten aus Gussmaterial
herausgetrennt werden mussten und der Gussrohling nur eine begrenzte Größe hatte. Die
Durchführung von Versuchen mit Temperaturfeld-Tailoring wäre bei der hier vorliegenden
Probengröße nicht möglich gewesen, da für die Geometrie möglicher Induktoren und daraus
folgende Ausdehnungen des Temperaturfeldes Mindestgrößen erforderlich sind, um
hinreichende Spannungswirkungen zu erzielen. Dafür waren die vorliegenden Proben zu klein.
Da sich im Ergebnis der Schweißversuche gezeigt hat, dass Udimet 720LI auch ohne zusätzliche
Induktionserwärmung gut geschweißt werden kann (s. Abschnitt 3.4), ist das Problem der
kleinen Probengröße nicht zum Tragen gekommen.
Die Gehalte der Haupt-Legierungselemente in diesem Werkstoff sind in der Tabelle 4
zusammengestellt.
Udimet
720LI
Tabelle 4:
Ni
Cr
Co
57,7
15,6
14,4
Mo
3,0
W
1,5
Ti
5,2
Al
2,6
Gehalte der Haupt-Legierungselemente in der von MTU Aero Engines gelieferten
Nickelbasislegierung Udimet 720LI
(Ergebnisse einer standardfreien EDX-Messung)
Seite 15
2.2 Schweißversuche
2.2.1 Laserstrahl-Schweißanlagen
Der Versuchsplan für das Schweißen sowohl blechförmiger als auch rotationssymmetrischer
Proben und Bauteile erforderte unterschiedliche Versuchsanordnungen. Diese wurden in zwei
verschiedenen Schweißanlagen realisiert. Die Maschinen unterscheiden sich im Wesentlichen
durch die Ausrüstung mit entsprechenden CNC-steuerbaren Linearachsen oder Rotationsachsen.
2.2.1.1 Schweißanlage LIHM 1000 (Für Bleche)
Für die Schweißversuche an ebenen Blechen wurde eine CNC-gesteuerte (Sinumeric 840D)
Bewegungsmaschine der Fa. EFD mit 5 Linearachsen verwendet. Die Maschine verfügt über
einen Arbeitsraum von 0,8 m3. Über ein Strahlführungssystem wird ein CO2-Slab-Laser-Strahl
zum Arbeitspunkt geführt. In die Maschine ist der Außenschwingkreis eines Induktionsgenerators eingebunden. Dieser lässt sich relativ zu den Verfahrachsen x,y,z und in zwei
weiteren Richtungen u,v bewegen. Hierdurch wurde es möglich, einen Versuchsbewegungsablauf der Maschine zu entwerfen, der den Erfordernissen hinsichtlich der Reproduzierbarkeit
der geplanten Schweißversuche für blechförmige Versuchsteile entspricht. Die Maschine besitzt
eine hydraulische Spannvorrichtung für Bleche mit 4 Hydraulikzylindern, in die die zu
schweißenden Bleche reproduzierbar und sehr fest eingespannt wurden. Die Maschine besitzt
eine Absaugung für Prozessgase und ein Pyrometer zur berührungslosen Temperaturmessung
(Abbildung 5).
A
H
b
a
Abbildung 5:
Schweißmaschine LIHM 1000
(a) Übersichtsfoto
(b) Hydraulische Spannvorrichtung (H) und Außenschwingkreis (A)
2.2.1.2 EMAG-Maschine (für rotationssymmetrische Bauteile „Ventilkörper“)
Für die Schweißversuche an rotationssymmetrischen Bauteilen wurde eine CNC-gesteuerte
(Sinumeric 840D) 3-Achs-Bewegungsmaschine EMAG ELC 250 DUO der Fa. EMAG mit 2
Linearachsen und einer Rotationsachse verwendet (Abbildung 6). Die Maschine verfügt über
einen Arbeitsraum von 0,6 m3. Über verschiedene Strahlführungssysteme konnten sowohl ein
CO2-Slab-Laser-Strahl als auch ein fasergeführter Laserstrahl wahlweise zum Arbeitspunkt
geführt werden. Auch in diese Maschine konnte der Außenschwingkreis eines
Induktionsgenerators fest eingebunden werden. Dadurch wurde ein reproduzierbarer
Versuchsbewegungsablauf der Maschine erreicht. Die Rotationsachse der Maschine verfügt über
Seite 16
ein hochgenaues Dreibackenfutter mit geschliffenen und gehärteten Anschlägen, was eine
Einspannung mit einer Genauigkeit von ±0,05 mm ermöglichte. Die Maschine besitzt ebenfalls
eine Absaugung für Prozessgase und ein Pyrometer zur berührungslosen Temperaturmessung.
D
A
a
Abbildung 6:
b
Schweißmaschine EMAG ELC 250 Duo
(a) Übersichtsfoto
(b) Drehasche mit Bauteil (D) und Außenschwingkreis (A)
2.2.1.3 Eingesetzte Laser
Für die Schweißversuche an ebenen Blechen wurde auf der Laserschweißmaschine LIHM1000
der CO2-Slab-Laser DC060 mit maximal 6,0 kW Ausgangsleistung und hoher Strahlqualität der
Fa. Rofin-Sinar verwendet. Dieser Laser konnte wahlweise umschaltbar sowohl mit einem
Grund-Mode als auch mit einem Donut-Mode betreiben werden.
Für die Schweißversuche an rotationssymmetrischen Bauteilen auf der Laserschweißmaschine
EMAG ELC 250 DUO wurden sowohl ein CO2-Slab-Laser DC080 Fa. Rofin-Sinar mit maximal 8,0
kW Ausgangsleistung und hoher Strahlqualität als auch ein Scheibenlaser TriDisc 5001 der Fa.
Trumpf mit maximal 5,0 kW Ausgangsleistung und höchster Strahlqualität verwendet. Der CO2Laser wurde ausschließlich im Donut-Mode betrieben.
2.2.1.4 Verwendete Optiken und Arbeitsköpfe
Alle Schweißversuche in der Maschine LIHM 1000 an ebenen Blechen wurden mit einer 60°Umlenkoptik für CO2-Laser durchgeführt. Beim CO2-Laser an der Laserschweißmaschine EMAG
ELC 250 DUO kam eine 90°-Umlenkoptik zum Einsatz. In beiden Fällen hatte die Optik eine
Brennweite von 250 mm und war zum Schutz der wassergekühlten Reflexions- und
Fokussierspiegel vor Schweißspritzern und Schmauchgasen mit einem Crossjet ausgestattet. In
beiden Schweißmaschinen wurde beim Einsatz der CO2-Laser das Prozessgas Helium zur
Einschnürung des Schweißplasmas über eine gerade  8,0mm-Kupferdüse zugeführt.
Die Schweißversuche an Rotationsteilen mit Scheibenlaser wurden mit der 90°-Umlenkoptik
LASER HEAD TRUMPF BEO DD70 90° der Fa. Trumpf mit einer Brennweite von 200 mm und
einem Abbildungsverhältnis von 1:1 über eine 200μm-Faser durchgeführt. Der Schutz der
Schweißoptik erfolgte hier durch ein austauschbares Schutzglas und einen querströmenden
Crossjet. Während aller Schweißversuche waren die verwendeten Arbeitsköpfe starr mit den
Induktionsköpfen verbunden.
Seite 17
2.2.2 Induktionsanlage
2.2.2.1 Induktionsgenerator
Für die induktive Erwärmung der Bleche und Rotationsteile kam jeweils der mobile Mittelfrequenz-Induktionsgenerator MINAC 60/80 der Fa. EFD mit maximal 60 kW Ausgangsleistung
zum Einsatz. Dieser verfügt über zwei 5 Meter lange Schlauchpakete mit je einem Außenschwingkreis und kann mit Frequenzen zwischen 10 und 24 kHz betrieben werden. Die
jeweiligen Arbeitsfrequenzen werden automatisch angepasst. Der Induktionsgenerator wurde in
die Steuerungen der beiden verwendeten CNC-Bewegungsmaschinen eingebunden (Abbildung
7).
A
G
a
Abbildung 7:
b
Induktionsanlage
(a) Induktionsgenerator (G) an der Schweißmaschine EMAG ELC 250 Duo
(b) Außenschwingkreis (A) des Induktionsgenerators beim Schweißversuch mit
CO2-Laser
2.2.2.2 Induktoren
Für die Schweißversuche an ebenen Blechen wurden gekröpfte Linieninduktoren verwendet. Die
hierfür in Frage kommenden Induktoren unterschieden sich durch die konkrete Form der
Windungen, wodurch das elektromagnetische Feld und damit die Schmelze und die
Wärmeverteilung in den Blechen beeinflusst wurden.
a
Abbildung 8:
b
Linieninduktoren
(a) gekröpfter Linien-Induktor, gegenläufige Stromrichtung (Typ I)
(b) gekröpfter Linien-Induktor, gleichläufige Stromrichtung (Typ II)
Seite 18
Zunächst wurden vorhandene Induktoren (Abbildung 8) getestet. Im Ergebnis dieser
Voruntersuchungen wurden modifizierte Induktoren mit verschiedenen Armlängen entworfen.
Mit diesen Doppellinien-Induktoren sollte eine Verbesserung der Stabilität der Schmelze und
damit der Qualität des Schweißergebnisses erreicht werden (Abbildung 9a).
Um die Effektivität der Induktoren zu steigern, wurden diese mit Feldkonzentratoren aus dem
Material FLUXTROL belegt (Abbildung 9b). Mit den Feldkonzentratoren konnte eine Ausrichtung
des elektromagnetischen Feldes in Richtung der Bleche erreicht werden.
a
Abbildung 9:
b
Doppellinien-Induktoren (a) und Belegung mit Feldkonzentratoren (b)
Für Rotationsbauteile wurde ein bauteilangepasster gerader Form-Ring-Induktor entworfen und
hergestellt. Dieser wurde symmetrisch zur Bauteilachse positioniert ebenfalls mit
Feldkonzentratoren aus Fluxtrol belegt (Abbildung 10).
a
b
Abbildung 10: Ringinduktor für das Schweißen rotationssymmetrischer Proben
(a) Form-Ring-Induktor (Typ VI) Da = 45 mm, di = 35 mm
(b) Ringinduktor mit Feldkonzentrator in der EMAG-Schweißmaschine
2.2.3 Versuchsanordnungen
2.2.3.1 Schweißversuche an Blechen, Parameter für das Temperaturfeld-Tailoring
Die ebenen Versuchsbleche wurden in die hydraulische Spannvorrichtung mit einem
Arbeitsdruck von 50 bar eingespannt. Dieser Druck ist ausreichend, um von den Steifigkeitsbedingungen einer starren Schweißkonstruktion auszugehen. Die Einspannung erfolgte von
unten über vier Hydraulikzylinder gegen fixierte prismenförmige Spannbalken. Dadurch konnte
gewährleistet werden, dass trotz unterschiedlicher untersuchter Blechdicken immer die gleichen
geometrischen Bedingungen an der Blechoberfläche herrschen (Abbildung 11).
Seite 19
Blech
Abbildung 11: Einspannung der Bleche in das hydraulische Spannzeug
Die gelben Pfeile deuten die Richtungen der wirkenden Spannkräfte an.
Für die Variation von Stärke, Geometrie und Position des Temperaturfeldes und damit als
Stellgrößen für das „Tailoring“, stehen, neben der Auswahl einer geeigneten Induktorform, die
Größen Induktorleistung, Kopplungsabstand und Induktorposition zur Verfügung.
Temperaturmesspunkt
a
Schweißrichtung
c
Schweißrichtung
Schweißrichtung
Abbildung 12: Temperaturmessung und Induktorpositionen
(a)
Lage des Messpunktes für die mittels Pyrometer gemessene Temperatur
(b-d)
Lage des Induktors zum Laserstrahl: mittig laufender (b), vorlaufender (c) und
nachlaufender (d) Induktor
Für diese Parameter wurden bei den Schweißversuchen, basierend auf den Ergebnissen von
Simulationsrechnungen und auf Erfahrungswerten, bestimmte Parameterfenster gewählt,
innerhalb derer die Ausführung von Messreihen erfolgte. Diese Parameterfenster betrugen:
Seite 20
b
d
- Induktorleistung: 30 kW bis 60 kW, für den Doppellinieninduktor aus der Abbildung 9b
resultierend in Temperaturen von 300°C bis 600°C.
(Anmerkung: Da eine direkte Temperaturmessung unter dem Induktor nicht möglich war,
wurde ein Messpunkt direkt hinter dem Induktor gewählt (Abbildung 12a). Simulationsrechnungen zum durch die Induktion erzeugten Temperaturfeld zeigen, dass die Temperatur
an dieser Position hinter dem Induktor typischerweise um ca. 50 bis 100 K niedriger ist, als
die Maximaltemperatur unter dem Induktor.)
- Induktorlänge: zwischen 40 und 100 mm
- Kopplungsabstand (Abstand zwischen Unterseite der Induktionsspule und Blechoberseite):
1,0 bis 2,0 mm
- Induktorposition (in Nahtrichtung gemessener Abstand zwischen Induktormitte und
Laserstrahl): für den Doppellinieninduktor z.B. um  32 mm variierbar. Dabei ergeben sich die
Induktorpositionen „vorlaufend“, „mittig“ und „nachlaufend“ (Abbildung 12b-d).
2.2.3.2 Schweißen des „Ventilkörpers“
Die Schweißversuche am Bauteil „Ventilkörper“ wurden mittels Scheibenlaser und Führung des
Laserstrahls in einer 200μm-Faser sowie mittels CO2-Laser durchgeführt.
Für den zu realisierenden Schweißprozess – Einschweißen des Deckels in den Zylinder mittels
einer Axial-Rundnaht (s. Abbildung 4) – hat sich gezeigt, dass ein relativ einfaches
Temperaturfeld-Tailoring erfolgversprechend ist, bei dem nur ein Parameter variiert wird. Bei
diesem Parameter handelt es sich um die Induktorleistung. Über den Ringinduktor wird dabei
eine Erwärmung des Deckels vor dem und während des Schweißversuches realisiert. Die
Induktorleistung wurde im Bereich zwischen 10 kW und 35 kW variiert, was zu Temperaturen
am Deckel, gemessen am Außenrand, zwischen 100°C und 600°C führte. Weitere Details zu
diesem Schweißprozess sind mit den Ergebnissen in Abschnitt 3.3 beschrieben.
Crossjet
a
b
Ventilkörper
Kopplungsabstand
Induktionsspule
Feldkonzentrator
c
Abbildung 13: Versuchsaufbau beim Schweißen der rotationssymmetrischen Ventilkörper
(a) Übersicht des Versuchsaufbaus beim Schweißen mit dem CO2-Laser
(b) Versuchsaufbau während des Schweißprozesses mit dem Scheibenlaser
(c) Detail Ventilkörper und Induktionsspule mit Kopplungsabstand
Seite 21
3 Erzielte Forschungsergebnisse
3.1 Heißrissfreies Schweißen des Cr-Ni-Stahls 1.4305
3.1.1 Hauptergebnis
Die ursprüngliche Idee in diesem Forschungsvorhaben bestand darin, zu untersuchen, ob das
Verfahren des Temperaturfeld-Tailoring für austenitische Cr-Ni-Stähle (und Nickelbasislegierungen) anwendbar ist. Die Versuche zur Optimierung des Verfahrens sollten hauptsächlich
an Blechproben des Stahls 1.4305 (X8CrNiS18-9) durchgeführt werden, weil dieser Stahl laut
Empfehlungen der Stahlhersteller und laut Erfahrungen aus der industriellen Praxis, u.a. vom
pbA-Mitglied Witzenmann GmbH, aufgrund seiner starken Aufschwefelung als stark
heißrissgefährdet gilt [DEW08]. Schwierigkeiten bei der Übertragung des TemperaturfeldTailorings vom bekannten Fall des Automatenstahls 45S20 auf die Klasse der austenitischen CrNi-Stähle waren aufgrund der geringeren Wärmeleitfähigkeit und des größeren thermischen
Ausdehnungskoeffizienten sowie wegen veränderter mechanischer und magnetischer
Eigenschaften der Cr-Ni-Stähle erwartet worden.
Im Gegensatz zu diesen Erwartungen hat sich gezeigt, dass der austenitische Cr-Ni-Stahl
1.4305 mit dem Laserstrahl heißrissfrei schweißbar ist – und zwar ohne zusätzliches
Temperaturfeld-Tailoring.
Dieses Ergebnis hat den Projektablauf maßgeblich beeinflusst. Das Verfolgen der ursprünglich
geplanten Strategie, das Temperaturfeld-Tailoring für das Laserstrahlschweißen dieses Stahls zu
optimieren, hätte zunächst die Erzeugung von heißrissbehafteten Schweißnähten vorausgesetzt.
Um dies zu erreichen, wurde ein breites Feld von Proben- und Schweißparametern variiert. Im
Einzelnen betrifft dies:
- Schweißversuche als Durchschweißung in ein Blech und als I-Stoß-Schweißung von zwei
Blechen;
- Versuche mit Blechdicken von 2 bis 7 mm;
- Verwendung von Blechbreiten jedes der beiden Bleche beim I-Stoß-Schweißen von 30 mm
bis 120 mm
- Untersuchung von Schweißgeschwindigkeiten von 1m/min bis 8 m/min
- Einstellung von Fokuslagen von 0 mm (Blechoberfläche) bis -7 mm (Blechunterseite bei
dicken Blechen)
- Variation des Lasermodes (Grund-Mode und Donut-Mode).
Insgesamt sind Schweißversuche mit ca. 40 verschiedenen Kombinationen dieser Parameter
ausgeführt worden. In keinem Fall sind reproduzierbar Heißrisse entstanden.
Umgekehrt ergibt sich aus dieser Versuchsserie das Ergebnis, dass das heißrissfreie Schweißen
von Blechen aus 1.4305 nicht nur in einem engen Parameterfenster gelingt, sondern dass für
Bleche verschiedener Dicken und Breiten ein gut beherrschter Schweißprozess vorliegt, für den
die Parametereinstellung zum Erreichen qualitativ guter Schweißergebnisse nicht kritisch ist.
Als Standard-Blechproben für die Durchführung von Zugversuchen und Ermüdungsversuchen
zur Bestimmung der Schwingfestigkeit (s. Abschnitt 3.1.2.3) wurden 6,0 mm dicke und 100 mm
breite Bleche ausgewählt.
Für diese Proben ist folgendes Schweißverfahren zum Einsatz gekommen:
- Laser: CO2-Slab-Laser DC060 RofinSinar
- Mode: Grund-Mode
- Brennweite: 250 mm
- Laserleistung: 5,8 kW
- Schweißgeschwindigkeit: 1,6 m/min
Seite 22
- Fokuslage: 0,0 mm (auf Bauteiloberfläche)
- Schutzgas / Prozessgas: 25 l/min Helium 4.6; ohne Wurzelschutz.
3.1.2 Nachweis der Rissfreiheit
3.1.2.1 Metallographische Untersuchungen
Von allen Schweißproben mit dem Stahl 1.4305 wurden metallographische Längs- und
Querschliffe angefertigt. Dabei erfolgte pro Schweißversuch in der Regel die Entnahme von drei
Querschliffen, jeweils nach ca. 50 mm, 150 mm (Mitte) und 250 mm der insgesamt 300 mm
langen Schweißnähte. Längsschliffe wurden im Bereich zwischen 130 und 150 mm vom
Schweißnahtbeginn entnommen und für eine Länge von mindestens 10 mm präpariert. Jeder
Längsschliff ist für drei Schliffebenen I bis III untersucht worden (Abbildung 14c).
In den meisten Fällen wurden polierte Schliffe angefertigt und untersucht, weil in diesen
mögliche feine Risse sicherer erkennbar sind als in geätzten Schliffen. In der Abbildung 14 sind
beispielhaft Längs- und Querschliffe einer dünnen 2 mm-Blechprobe und einer dicken 6,5 mmBlechprobe gezeigt.
I II III
a
c
b
c
d
Abbildung 14: Ergebnisse der metallographischen Untersuchungen am Stahl 1.4305,
Nachweis der Rissfreiheit (Beispiele)
(a) Längsschliff Nahtmitte leicht geätzt, Blech 2 mm dick, vS= 1,2 m/min
(b) Querschliff leicht geätzt, Blech 2mm dick, vS= 1,2 m/min
(c) Querschliff wie in (b) mit eingezeichneten Schliffebenen I-III für Längsschliffe
(d) Längsschliff Nahtmitte poliert, Blech 6,5 mm dick, vS= 1,6 m/min
(e) Querschliff leicht geätzt, Blech 6,5 mm dick, vS= 1,6 m/min
Die Suche nach möglichen Rissen erfolgte mittels eines metallographischen Lichtmikroskops in
einem Vergrößerungsbereich von 200fach bis 1000fach. Üblicherweise wurde die gesamte
Schlifffläche bei 200facher Vergrößerung abgesucht. Stellen mit unklaren Befunden
(Mangansulfide, Präparationsfehler o.ä.) wurden höher vergrößert.
In den metallographischen Untersuchungen der Schweißnähte am Stahl 1.4305 sind keine Risse
aufgefunden worden. Als einzige Unregelmäßigkeit sind Einzelporen aufgefallen (Abbildung
14). Nach DIN EN ISO 13919-1 sind diese der Bewertungsgruppe B zuzuordnen.
Seite 23
3.1.2.2 Röntgen- und Ultraschallprüfungen
Zur schnellen Einschätzung, ob bei es bei einem Schweißversuch zur Bildung von Heißrissen
gekommen ist, war die Durchführung von zerstörungsfreien Prüfungen geplant. Ursprünglich
waren Ultraschallmessungen vorgesehen, wobei mittels eines Scantisches eine x-y-Bewegung
des Schallkopfes und damit ein Abrastern Schweißnaht möglich gewesen wäre. Es hat sich
gezeigt, dass die Auflösung dieser Methode für die im Rahmen dieses Forschungsvorhabens
durchzuführenden Prüfungen nicht ausreichend ist. In der Abbildung 15 sind die Ergebnisse
einer Ultraschallprüfung und einer Röntgenprüfung für dieselbe Probe (aber unterschiedliche
Stellen) gegenübergestellt. In der Ultraschallprobe sind Schwankungen des Schwärzungsgrades
entlang der Schweißnaht erkennbar, aus denen die Gewinnung von Aussagen zur
Heißrissbelegung erhofft worden war. Es zeigt sich aber, dass z.B. die in dieser fehlerhaft
geschweißten Testprobe vorhandenen Poren zu einem derartig starken Ultraschallsignal führen,
das eine Detektierung der wesentlich feineren Heißrisse nicht möglich erscheinen lässt.
a
b
Abbildung 15: Vergleich der Auflösung bei der Ultraschallprüfung (a) und der Röntgenprüfung (b)
(jeweils mit der zur Verfügung stehenden Technik). Beide Aufnahmen stammen von
derselben Probe, die fehlerhaft geschweißt wurde, so dass Porenreihen entstanden sind.
Blickrichtung jeweils von der Oberseite zur Wurzel.
Zur schnellen Prüfung möglichst großer Schweißnahtvolumina wurde deshalb auf die RöntgenDurchstrahlungsprüfung zurückgegriffen. Um Informationen über die Tiefenlage möglicher
Defekte zu erhalten sind die Schweißnähte nicht zerstörungsfrei mit Aufnahmen von der
Oberseite zur Wurzel geprüft worden, sondern es erfolgte ein Heraustrennen der Schweißnaht
aus dem Blech derart, dass eine Durchstrahlung in Querrichtung vorgenommen werden konnte
(Abbildung 16). Die so herausgetrennten Scheiben waren ca. 2 mm dick.
a
b
Abbildung 16: Ergebnisse der Röntgenprüfung (Kopien vom Röntgenfilm):
(a) Schweißversuch an Blech 6,5 mm dick, vS= 1,6 m/min; Blickrichtung wie beim
Längsschliff in der Abbildung 14c – keine Risse
(b) als Vergleich: Heißrisse im Röntgenfilm:
Nachweis der grundsätzlichen Möglichkeit, Heißrisse im Röntgenfilm zu erkennen
Bei den Röntgenprüfungen sind an den Schweißproben des Stahls 1.4305 keine Risse
festgestellt worden. Grundsätzlich hätte die Auflösung bei der verwendeten Körnigkeit des
Röntgenfilms ausgereicht, um Heißrisse zu erkennen, wie an einer Vergleichsprobe in der
Abbildung 16 b gezeigt ist.
Seite 24
3.1.2.3 Bestimmung der mechanischen Eigenschaften der Schweißnähte
Als elegante Möglichkeit des Nachweis der Rissfreiheit oder des Auffindens möglicher Heißrisse
war in diesem Forschungsvorhaben die Durchführung von Festigkeitsmessungen der
Schweißnähte vorgesehen. Besonders bei Versuchen unter zyklischer Belastung wäre damit zu
rechnen, dass Heißrisse – falls sie in den Schweißnähten vorhanden sind – auf dem
Ermüdungsbruchflächen im Rasterelektronenmikroskop sichtbar werden, da diese Risse sehr
wahrscheinlich als Ausgangspunkt für das Wachstum von Ermüdungsrissen fungieren würden
und deshalb auf der letztlich entstehenden Bruchfläche enthalten sein müssten. Im
umgekehrten Fall kann eine heißrissfreie Bruchfläche mit guter Sicherheit als Nachweis einer
heißrissfreien Schweißnaht dienen.
Die Messungen zur Schwingfestigkeit der Laserstrahl-Schweißnähte an 1.4305 erfolgten an
Proben, die aus Schweißversuchen an 6 mm dicken Blechen entnommen wurden. Die
Schweißnaht lag quer zur Belastungsrichtung. Die Schweißparameter für diese Probenserie sind
in Abschnitt 3.1.1 angegeben.
Die Versuche zur Ermittlung der Schwingfestigkeit erfolgten als Zug-Druck-Wechsellastversuche
mit einem Spannungsverhältnis von R=-1. Um eine hohe statistische Absicherung bei einer
optimalen Probenzahl (hier: 30 Stück) zu erhalten, haben sich abgekürzte Verfahren bewährt,
von denen das Abgrenzungsverfahren gewählt wurde [Män75]. Dieses Verfahren ist darauf
ausgerichtet, für eine vorzugebende (Grenz-)Lastspielzahl in Abhängigkeit von der
Spannungsamplitude Bruchwahrscheinlichkeiten zu bestimmen. Man vermeidet damit die
Angabe einer „Dauerfestigkeit“, deren tatsächliche Existenz in aller begrifflichen Schärfe für
Schweißnähte in Frage zu stellen ist [Son09].
Lage der Schweißnaht
a
b
Abbildung 17: Schwingfestigkeit der Laserstrahlschweißnähte im Stahl 1.4305
(a) Wöhler-Kurve mit Messpunkten für das Abgrenzungsverfahren
(b) typische Lage des Bruchs im Vergleich zur Lage der Schweißnaht
Aus den Messungen hat sich ergeben, dass die Laserstrahl-Schweißnähte am Cr-Ni-Stahl 1.4305
für eine Grenzlastspielzahl von 2 x 106 Zyklen bei einer Spannungsamplitude von 170 MPa eine
Überlebenswahrscheinlichkeit von 90% (Bruchwahrscheinlichkeit 10%) und bei einer
Spannungsamplitude von 200 MPa eine Überlebenswahrscheinlichkeit von 10% (Bruchwahrscheinlichkeit 90%) besitzen (Abbildung 17). Diese Angaben scheinen zunächst aus
technischer Sicht nicht sehr aussagekräftig, da so hohe Bruchwahrscheinlichkeiten wie 10%
meist nicht tolerierbar sind. Der Wert dieser Aussagen besteht allerdings in ihrem hohen Grad an
Seite 25
statistischer Sicherheit. Damit lassen sich technisch relevante Werte, wie Bruchwahrscheinlichkeiten von, z.B., 0,1% oder 0,01% mit hoher Sicherheit durch Extrapolation von den 10%- und
90%-Werten gewinnen. Mit den hier vorliegenden Messwerten ergibt sich, z.B., eine
Bruchwahrscheinlichkeit von 0,1% für eine Spannungsamplitude von 148 MPa.
Das bedeutsamste Ergebnis dieser Untersuchungen zur Schwingfestigkeit besteht in der
Tatsache, dass die Proben nicht in den Schweißnähten gebrochen sind. Die typische Bruchstelle
lag 1 bis 2 mm neben der Schweißnaht, was einer Position im Grundwerkstoff neben der
Wärmeeinflusszone entspricht. Die metallphysikalische Ursache für diese Lage der Bruchstelle ist
zum gegenwärtigen Zeitpunkt nicht klar.
Wesentlich ist aber, dass die Bruchflächen keine Heißrisse enthalten (können) und damit die
Versuche zur Messung der Schwingfestigkeit als Nachweis für die Heißrissfreiheit anzusehen
sind. Die Bruchstelle im Grundwerkstoff zeigt an, dass die erzeugten Schweißnähte die
Grundwerkstoff-Schwingfestigkeit zumindest erreichen.
Zuverlässige Vergleichswerte für die Schwingfestigkeit des Stahls 1.4305 sind in der Literatur
oder in Datensammlungen nur schwer zu finden. Es gibt Datenblätter von chinesischen
Stahlherstellern (Donghao Stainless Steel u.a.), in denen als „Fatigue Limit“ 240 MPa angegeben
werden. Es gibt aber keine Angaben darüber, wie dieser Wert ermittelt wurde (Biegung?
Zug/Druck? R-Wert? statistische Absicherung?).
Für den ähnlichen Cr-Ni-Stahl 1.4301, der sich nur durch den geringeren Schwefelgehalt von
1.4305 unterscheidet, liegt eine Wöhlerkurve mit wenigen Messpunkten vor, für die eine
Dauerfestigkeit („endurance limit“) von 178 MPa eingezeichnet ist [SKA11]. Dieser Wert
entspricht von der Messmethodik her dem hier gemessenen Wert für die 50%-Bruchwahrscheinlichkeit. Da dieser Wert für die geschweißten Proben 185 MPa beträgt, kann
geschlussfolgert werden, dass die Schweißnähte die Schwingfestigkeit des Grundwerkstoffes
erreichen.
Lage der Schweißnaht
a
b
Abbildung 18: Ergebnisse des Querzugversuchs an laserstrahlgeschweißtem Stahl 1.4305
(a) Zugkurven: es sind zwei Zugkurven von mit gleichen Parametern geschweißten Proben
dargestellt.
(b) Lage des Bruchs: in der Schweißnaht.
Die aus den Spannungs-Dehnungs-Kurven aus Querzugversuchen (Abbildung 18) gewonnen
Kennwerte für die geschweißten Proben sind in der Tabelle 5 mit den Eigenschaften des
Grundwerkstoffs verglichen. Es zeigt sich, dass die Schweißverbindung bei der 0,2%Seite 26
Dehngrenze die Festigkeit des Grundwerkstoffes übertrifft und bei der Zugfestigkeit gut der vom
Hersteller lt. Datenblatt geforderte Bereich erreicht wird. Die Bruchdehnungen der geschweißten
Proben liegen allerdings unterhalb des geforderten Bereichs. Da der beim Zugversuch in der
Schweißnaht erfolgt, ist zu schlussfolgern, dass die Schweißnähte einen Duktilitätsverlust
gegenüber dem Grundwerkstoff aufweisen. Offensichtlich ist dieser Duktilitätsverlust in der
Schweißnaht aber nicht so stark, dass dort der Ermüdungsbruch ausgelöst wird.
geschweißte Proben
Vorgabe lt. Datenblatt
1.4305 [DEW08]
Grundwerkstoff,
verwendete Charge,
Messung im Stahlwerk
Dehngrenze Rp0,2
261 MPa
 190 MPa
234 MPa
Zugfestigkeit Rm
502 – 563 MPa
500 – 750 MPa
619 MPa
Bruchdehnung A5
19,1 – 26,4 %
 35 %
56,5%
Tabelle 5:
Mechanische Eigenschaften für geschweißte Proben aus 1.4305 (Querzugversuch) im
Vergleich zum Grundwerkstoff
3.1.3 Metallurgische Ursachen für das heißrissfreie Schweißen des
Cr-Ni-Stahls 1.4305
Eine Interpretation des überraschenden Ergebnisses, dass der austenitische Cr-Ni-Stahl 1.4305
mittels Laserstrahlschweißen heißrissfrei geschweißt werden kann, kann auf der Grundlage
zweier Befunde von metallographischen Gefügeuntersuchungen erfolgen. Zum einen erfolgt die
Erstarrung des Schweißgutes in der hier untersuchten Chargenzusammensetzung primär
ferritisch und zum anderen wird der in relativ hoher Konzentration vorhandene Schwefel bei der
Erstarrung nahezu vollständig vom Mangan abgebunden und kann so keine niedrigschmelzenden Phasen bilden.
3.1.3.1 Chargenzusammensetzung und Typ der Primärerstarrung
Die Abbildung 19 zeigt das Gefüge einer typischen heißrissfreien Schweißnaht in einem nach
Lichtenegger-Bloech geätzten Schliff. Es handelt sich dabei um einen Gefügetyp, der durch
primär ferritsche Erstarrung entstanden ist. Dies ist an zumindest zwei Merkmalen eindeutig
erkennbar: Erstens, der nach der Abkühlung auf Raumtemperatur verbleibende Deltaferrit
befindet sich im Inneren der aus den Dendritenarmen gebildeten Körner und Subkörner. Bei
einer Ätzung nach Lichtenegger-Bloech erscheint der Deltaferrit weiß. Beim hier verschweißten
Werkstoff ist der verbleibende Deltaferrit-Anteil klein (unter 1%). Deshalb ist im Schliffbild nur
kleiner körniger Deltaferrit (Kennzeichnung mit „“ in Abbildung 19b) sichtbar. Zweitens ist der
Erstarrungstyp an den Seigerungen der Hauptlegierungselemente erkennbar. Bei der
Lichtenegger-Bloech-Ätzung erscheinen mit Chrom angereicherte Gebiete gelb, mit Nickel
angereicherte Gebiete braun. In der Abbildung 19 ist gut erkennbar, dass sich mit Chrom
angereicherte Gebiete gerade in den Dendriteninneren befinden, während Nickelseigerungen an
den Rändern der Dendriten auftreten. Dies ist aber – wegen der Wirkung von Chrom als
Ferritbildner und Nickel als Austenitbildner – gerade typisch für die primär ferritische Erstarrung.
Derartig detaillierte Gefügeuntersuchungen erfolgten an ca. 20% aller Schweißproben, wobei
bei der Probenauswahl darauf geachtet wurde, das Parameterfeld (s. Abschnitt 3.1.1) komplett
abzudecken. Die beschriebenen Gefügemerkmale für die primär ferritische Erstarrung traten bei
allen Proben auf, so dass die Schlussfolgerung gerechtfertigt ist, dass der hier verwendete Stahl
1.4305 unter den gewählten Bedingungen des Laserstrahlschweißens stets primär ferritisch
erstarrt.
Seite 27


a
b
Abbildung 19: Querschliff durch eine heißrissfreie Schweißnaht am Stahl 1.4305 (Blech 6,0 mm dick,
vS= 1,6 m/min); Ätzung nach Lichtenegger-Bloech; Übersichtsaufnahme (a) und
Ausschnittsvergrößerung (b).
In (b) sind einige der weiß erscheinende Deltaferrit-Körnchen gekennzeichnet. Sie sind
von den grau erscheinenden Mangansulfiden zu unterscheiden.
Die Tatsache, dass der hier untersuchte Cr-Ni-Stahl 1.4305 primär ferritisch erstarrt, ergibt sich
hauptsächlich aus der vorliegenden Chargenzusammensetzung (s. Abschnitt 2.1.3). In der
Abbildung 1b, in der der Zusammenhang zwischen dem Chrom-Nickel-Äquivalent, dem
Erstarrungsmodus und der Heißrissneigung für verschiedene Cr-Ni-Stähle dargestellt ist, wurde
bereits korrekterweise berücksichtigt, dass für die einzelnen Stähle Legierungstoleranzen
zugelassen sind, was durch das Einzeichnen von Rechtecken verdeutlicht wurde. Bei
Berücksichtigung der tatsächlich zugelassenen Legierungstoleranzen in das Diagramm der
Abbildung 1b zeigt sich allerdings, dass diese Rechtecke tatsächlich noch größer gezeichnet
werden müssten. In der Abbildung 20 können die im Rahmen der zugelassenen Toleranzen
tatsächlich möglichen Legierungen des Stahls 1.4305 in einem Bereich liegen, wie er durch das
blaue Rechteck gekennzeichnet ist.
Abbildung 20: Mögliche Legierungstoleranzen (blaues Rechteck) und Lage der tatsächlich untersuchten
Charge (roter Punkt) des Cr-Ni-Stahls 1.4305 im Creq.-Nieq.-Schaubild.
Seite 28
Eine Breite und Höhe des Rechtecks von „2“ in den Einheiten des Diagramms ergibt sich schon
allein aus den zugelassenen jeweils 2%-Schwankungen von Chrom und Nickel. Hinzu kommen
die Toleranzen bei den anderen Legierungselementen. Die große Ausdehnung in Richtung der
senkrechten Achse resultiert vor allem aus dem hohen Einfluss der Austenitbildner Kohlenstoff
und Stickstoff mit Faktoren von 22 und 14,2 auf das Nickel-Äquivalent.
Es zeigt sich, dass allein durch die Legierungstoleranzen für verschiedene Chargen des Stahls
1.4305 primäre Erstarrungsmodi von vollständig austenitisch, über austenitisch-ferritisch und
ferritisch-austenitisch bis vollständig ferritisch auftreten könnten.
Die vom pbA-Mitglied Deutsche Edelstahlwerke GmbH gelieferte Charge liegt im Creq.-Nieq.Schaubild der Abbildung 20 im unteren Bereich des die Legierungstoleranzen beschreibenden
Rechtecks. Diese Lage und damit ein Modus der Primärerstarrung „ferritisch“ mit der Bildung
von etwas Austenit am Ende der Erstarrung (= „ferritisch-austenitisch“) ergibt sich primär aus
dem relativ niedrigen Nickelgehalt der Legierung.
Zusammenfassend zu diesem Punkt ergibt sich das schlüssige Bild, dass bei der vorliegenden
Legierungszusammensetzung eine primär ferritische Erstarrung des Schweißgutes zu erwarten
war, die dann laut metallographischem Befund tatsächlich auch stattgefunden hat und zur
Möglichkeit des heißrissfreien Schweißens des Stahls 1.4305 geführt hat.
3.1.3.2 Verteilung des Schwefels im Schweißgut
Im Grundwerkstoff des Stahls 1.4305 sollte der Schwefel nahezu vollständig in Mangansulfiden
abgebunden sein. In der vorliegenden Charge ist der enthaltene Mangananteil von 1.75%
entsprechend der üblichen Regel („Mangananteil mindestens 6facher Schwefelgehalt“) bei
einem Schwefelgehalt von 0,268% dafür ausreichend. Da die Schmelztemperatur von
Mangansulfid 1610°C beträgt, ist davon auszugehen, dass die Sulfide beim Schmelzen
vollständig aufgelöst werden – eventuell mit Ausnahme eines schmalen Bereiches am Rand der
Schmelzzone. Für eine mögliche Entstehung von Heißrissen ist entscheidend, welche
Verbindungen der Schwefel beim Erstarren eingeht, also ob an den Dendritengrenzen
ausreichend Schwefel verbleibt, um niedrigschmelzende Phasen zu bilden (z.B. das Eisen–
Eisensulfid-Eutektikum bei 988°C).
a
b
Abbildung 21: Verteilung des Schwefels in einer Schweißnaht des Stahls 1.4305 (Blech 6,1 mm dick,
vS= 1,3 m/min); gemessen mittels Energiedipersiver Röntgenmikroanalyse (EDX):
Übersicht (a) und Detail (b).
Es handelt sich hier zunächst um qualitativ interpretierbare Darstellungen. Starke
Sättigung eines Bildpunktes mit der Farbe Gelb zeigt einen relativ hohen Schwefelanteil
an; ein schwarzer Bildpunkt entspricht einem Schwefelgehalt unterhalb der Auflösungsgrenze des Verfahrens. Abbildung (b) nach Untergrundkorrektur.
In der in der Abbildung 21a beispielhaft angegebenen Schwefelverteilung ist zu erkennen, dass
sich in der erstarrten Schweißnaht offenbar feinere schwefelreiche Phasen gebildet haben als im
Grundwerkstoff vorgelegen hatten (Grundwerkstoff: etwa linkes und rechtes Viertel des Bildes,
Seite 29
Schweißnaht: etwa die mittleren beiden Viertel). Die Abbildung 21b verdeutlicht die hohe Dichte
schwefelreicher Phasen mit einem mittleren Abstand deutlich unter 10 μm. In den
Gefügeuntersuchungen (s. Abbildung 19) ist gut erkennbar, dass sich diese schwefelreichen
Phasen nicht nur an den Korngrenzen gebildet haben, sondern zu einem großen Anteil auch im
Korninneren.
Mittels quantitativer EDX-Punktanalyse zeigte sich, dass es sich bei den schwefelreichen Phasen
tatsächlich um reines Mangansulfid handelt. Die Bereiche zwischen den Sulfiden enthalten einen
für die EDX-Messung nicht mehr nachweisbaren Schwefelanteil.
Dieser hier beschriebene Befund stimmt gut mit den theoretischen Erwartungen überein. Das
ausreichende Manganangebot und die vergleichsweise zu Eisen und den anderen
Legierungselementen hohe Affinität des Schwefels zum Mangan führen zusammen mit der
hohen Löslichkeit von Schwefel im Ferrit dazu, dass sich der Schwefel nicht an den Korngrenzen
anreichert, sondern, dass fein verteilte Mangansulfide entstehen. Dadurch wird die
Heißrissbildung über niedrig schmelzende Phasen verhindert.
Seite 30
3.2 Temperaturfeld-Tailoring für den Stahl 1.4435
3.2.1 Hauptergebnis
Beim Verschweißen von Blechproben des Stahls 1.4435 (X2CrNiMo18-14-3) mit Dicken
zwischen 4 und 8 mm im Stumpfstoß entstehen Heißrisse. Dieser Befund entspricht der
Erwartung, denn bei diesem Stahl findet eine austenitische Erstarrung statt (siehe Abschnitt
2.1.1). Bei den auftretenden Heißrissen handelt es sich zum größten Teil um
Wiederaufschmelzungsrisse, die an beiden Seiten der Naht am Übergang vom Schweißgut zur
Wärmeeinflusszone liegen. Zu einem geringeren Teil treten Erstarrungsrisse im Schweißgut auf.
Um der Bildung dieser Heißrisse entgegenzuwirken, ist das Verfahren des TemperaturfeldTailoring (TT) eingesetzt worden. Dabei wurden zum einen systematische Versuche unter
Variation der „Tailoring-Parameter“ Induktorleistung (Temperaturen des TT-Feldes),
Induktorlänge, Kopplungsabstand und Induktorposition ausgeführt. Diese Versuche wurden
ergänzt durch begleitende Simulationsrechnungen, in denen die Spannungswirkungen des
induktiv eingekoppelten Temperaturfeldes auf die Schweißnaht ermittelt wurden.
Im Ergebnis der Schweißversuche und der Simulationsrechnungen hat sich gezeigt,
dass der Bildung der hier vorliegenden Heißrisse mittels Temperaturfeld-Tailoring nur
teilweise entgegenwirkt werden kann. Für Cr-Ni-Stähle kann ein Temperaturfeld so erzeugt
werden, dass die kritischen, die Heißrissbildung hervorrufenden Zugspannungen quer zur
Schweißnaht abgebaut und geringe Druckspannungen erzeugt werden können. Das bewirkt,
dass Mittelrippenrisse oder zu diesen parallel liegende Risse vermieden werden. Dagegen gelingt
es nicht oder nur in geringem Maße, die Bildung von Querrissen und flachliegenden Rissen zu
beeinflussen, da in Richtungen längs zur Schweißnaht und senkrecht zur Blechoberfläche die
vorhandenen Zugspannungen nicht abgebaut werden können. Zusätzlich kommt für die
ohnehin in einer für das Temperaturfeld-Tailoring ungünstigen Richtung liegenden
Wiederaufschmelzungsrisse die Schwierigkeit hinzu, dass zu deren Beeinflussung eine
Spannungswirkung in der Wärmeeinflusszone im festen Zustand erreicht werden müsste, was
größere Spannungen als bei der Erstarrung des Schweißgutes erfordern würde.
Für die Wiederaufschmelzungsrisse konnten Schwefelanreicherungen an den Rissufern
nachgewiesen werden. Das bestätigt die bekannte Wirkung des Schwefels, bei der über die
Bildung niedrigschmelzender Phasen die Entstehung von Heißrissen begünstigt wird. Zur
Vermeidung dieser Wiederaufschmelzungsrisse müssen andere Strategien entwickelt werden.
3.2.2 Art und Verteilung der Heißrisse und Wirkung des TemperaturfeldTailorings
In der Abbildung 22 ist ein Überblick über die in Stumpfstoß-Schweißnähten im Stahl 1.4435
entstandenen Heißrisse gegeben. In der Mehrzahl handelt es sich um Wiederaufschmelzungsrisse, die in ihrer Hauptausbreitungsrichtung flach – also parallel zur Blechoberfläche – liegen.
Diese Wiederaufschmelzungsrisse sind quer zur Schweißnaht zwischen 0,1 und 0,5 mm lang
und reichen von der Wärmeeinflusszone bis in das Schweißgut. Die Risse liegen hauptsächlich
im oberen Nahtdrittel (typische Tiefe unter der Blechoberseite zwischen 0,6 und 2,0 mm) und im
unteren Nahtviertel (typisch zwischen 4,5 und 5,5 mm in 6 mm dicken Blechen). In vielen Fällen
ist eine gewisse Symmetrie dahingehend zu beobachten, dass auf beiden Seiten der
Schweißnaht Risse in gleicher Tiefe liegen (siehe Abbildung 22 a,b).
Seite 31
a
c
b
d
e
Abbildung 22: Heißrisse in Schweißnähten des Stahls 1.4435
(a)-(c) Querschliffe: massives Auftreten von Wiederaufschmelzungsrissen; mehrere
Beispiele; rote Pfeile zur Hervorhebung
(d) Längsschliff Nahtmitte: einzelne Erstarrungsrisse; blaue Pfeile zur Hervorhebung
(e) Längsschliff Übergang Schweißgut-WEZ: Erstarrungsrisse und Wiederaufschmelzungsrisse
Genauere Untersuchungen zur Lage der Wiederaufschmelzungsrisse im Gefüge haben ergeben,
dass es sich dabei um gerissene Korngrenzen der Wärmeeinflusszone handelt (Abbildung 23).
In geringerer Zahl als die Wiederaufschmelzungsrisse treten Erstarrungsrisse im Schweißgut auf
(Abbildung 22 d,e). Diese Risse sind in unterschiedlichen Richtungen ausgedehnt. Häufungen in
bestimmten Tiefen wurden nicht festgestellt.
a
b
Abbildung 23: Details zur Lage der Wiederaufschmelzungsrisse
(a) Verlauf entlang der Korngrenzen der WEZ (Ätzung nach Beraha II)
(b) Erweiterte Schmelzzone an den Korngrenzen der WEZ (Ätzung nach LichteneggerBloech)
Seite 32
Bei den Versuchen, die Bildung dieser Heißrisse mittels Temperaturfeld-Tailoring zu verhindern
oder zumindest einzuschränken wurde eine Optimierung der „Tailoring-Parameter“ durch ein
kombiniertes Vorgehen zwischen Experiment und Simulation angestrebt.
Da zu insgesamt fünf Punkten Auswahlmöglichkeiten oder einstellbare Parameter vorhanden
sind, wäre ein komplettes „Abarbeiten“ der Parametermatrix sehr aufwändig und wenig
erfolgversprechend gewesen. Stattdessen wurde versucht, Parameterfenster einzugrenzen oder
Tendenzen zu erkennen, in denen eine möglichst optimale Wirkung des TemperaturfeldTailorings erwartet werden kann, indem experimentelle Beobachtungen und
Simulationsergebnisse (siehe Abschnitt 3.2.3) genutzt wurden. Diese optimalen Parameter und
Tendenzen für die „Tailoring-Parameter“ sind in der Tabelle 6 zusammengestellt.
Auswahlmöglichkeit
oder Parameter
Variationsmöglichkeiten
Parameterfenster, Tendenzen für optimale
Wirkung,
Induktortyp
Linieninduktor
Doppellinieninduktor
aus experimenteller Beobachtung:
Doppellinieninduktor günstig, ruhigere Schmelze
wegen geringerer Lorentzkräfte, Nachteil:
geringere Effektivität, geringere Temperaturen
Induktionsleistung/
maximale Temperatur
30 kW – 60 kW/
ca. 300°C – 600°C
aus Simulation:
maximale Leistung und hohe Temperaturen
sinnvoll. Im erreichbaren Temperaturbereich
skaliert die Größe der Spannungsänderungen mit
der Temperatur
Kopplungsabstand
Min.: 1 mm
Max.: beliebig
aus Simulation und exp. Beobachtung:
geringstmöglicher Kopplungsabstand sinnvoll, um
hohe Temperaturen zu erreichen
Induktorlänge
40 mm – 100 mm
(hier realisierte Längen
andere Längen
zusätzlich möglich)
aus Simulation und exp. Beobachtung:
kein wesentlicher Einfluss, bei langem Induktor
etwas höhere Temperaturen erreichbar
Induktorposition
-32 mm bis +32 mm
Abstand InduktormitteLaserstrahl (vorlaufend,
mittig, nachlaufend)
aus Simulation:
leicht nachlaufender Induktor (10 bis 20 mm hinter
dem Laserstrahl) günstig für optimale Lage des
Spannungsmaximums zur Erstarrungszone
Tabelle 6:
„Tailoring-Parameter“ und Tendenzen für zu erwartende optimale Wirkung des
Temperaturfeld-Tailorings
Trotz dieser Optimierungsversuche ist es nicht gelungen, ein „Tailoring“ so zu erreichen, dass
die Bildung aller Heißrisse verhindert wird. Während ein Zustand erreicht werden kann, in dem
das Schweißgut rissfrei ist und damit Erstarrungsrisse vermieden werden können, scheinen die
Wiederaufschmelzungsrisse grundsätzlich nicht durch ein Temperaturfeld-Tailoring beeinflussbar
zu sein (Abbildung 24). Die Gründe dafür werden im folgenden Abschnitt diskutiert.
Seite 33
a
c
b
Abbildung 24: Wirkung des Temperaturfeld-Tailorings beim Laserstrahlschweißen des Stahls 1.4435;
Beispiel für Induktion mit 60 kW; Temperatur 500°C, nachlaufender Induktor
(a) Längsschliff Nahtmitte: rissfrei
(b) Längsschliff Schweißgut-WEZ: flach liegende Wiederaufschmelzungsrisse
3.2.3 Ergebnisse der Simulationsrechnungen
Bei den im Rahmen dieses Forschungsvorhabens ausgeführten Simulationsrechnungen konnten
vorhandene Simulationsmodelle aus Vorarbeiten als Ausgangspunkt genutzt werden [Göb08].
Aus diesen vorliegenden Ergebnissen wurden vor allem die Rechnungen zur induktiven
Einkopplung des Magnetfeldes und zur Verteilung der Wirbelströme sowie der Geometrie der
daraus entstehenden Temperaturfelder genutzt. Ein wesentliches Ergebnis, auf das
zurückgegriffen werden konnte, war die Erkenntnis, dass das durch die Induktion erzeugte
Temperaturfeld als Volumenwärmequelle modelliert werden konnte, für die die Geometrie an
die verwendeten Induktoren und Werkstoffe anzupassen war.
Laserstrahl
Temperaturfeld
(Induktion)
d
Temperatur [°C]
ax
lx
Abbildung 25: Zum Vorgehen bei den Simulationsrechnungen in SYSWELD:
Lage des Laserstrahls (rot), des durch die Induktion erzeugten Temperaturfeldes (orange),
Induktorabstand ax und Länge des Temperaturfeldes lx.
Der gelbe Pfeil bezeichnet die Richtung, in der die Spannungsverläufe in der Tabelle 7
angegeben sind.
Seite 34
Wesentliche Voraussetzungen für die Simulationsrechnungen, die innerhalb dieses Projektes neu
erarbeitet werden mussten, waren die Installation eines größeren Programmupdates der
umfangreichen Simulationssoftware SYSWELD und die Einarbeitung in dieses System sowie die
Recherche und die Eingabe der Materialkennwerte und -eigenschaften der Werkstoffgruppe CrNi-Stähle. Um den Anschluss und die Vergleichbarkeit mit den Simulationsergebnissen aus den
Vorarbeiten zu gewährleisten, wurden diese Rechnungen für den vergütbaren Automatenstahl
45S20 nachvollzogen.
In der Abbildung 25 ist geometrische Anordnung des Simulationsmodells illustriert. In der
Mehrzahl der Simulationen wurden Rechnungen für Stumpfstöße an ebenen Blechen
ausgeführt. Die zu berücksichtigten Wärmequellen sind der Laserstrahl und das induktiv
erzeugte Temperaturfeld. Für einen solchen Versuch mit Blechen der Dicke d sind die wählbaren
Parameter der Abstand zwischen Laserstrahl und der Mitte des induktiv erzeugten
Temperaturfeldes ax (Zusammenhang zur Größe„Induktorposition“ im realen Experiment:
Induktorposition = ax – lx/2), die Länge des Temperaturfeldes lx (entspricht der „Induktorlänge“)
und die (Maximal-)Temperatur des Temperaturfeldes. Bei einem Simulationslauf wird die
zeitliche Entwicklung der thermisch induzierten Spannungsfelder bei einer Bewegung des Blechs
zu den Wärmequellen mit einer gewählten Schweißgeschwindigkeit berechnet. Die
Spannungsfelder liegen dann für alle (Knoten-)Punkte des Bleches vor. Für die Bewertung der
Wirkung des induktiv erzeugten Temperaturfeldes zur möglichen Vermeidung von Heißrissen
sind vor allem die Verläufe der Spannungskomponenten in x-, y- und z-Richtung von Interesse,
die hinter dem Laserstrahl, also im Bereich des erstarrenden Schweißgutes, vorliegen. Um eine
übersichtliche Darstellung zu geben, werden die Spannungsverläufe in einer gegebenen Tiefe,
z.B. in der Blechmitte, von der Laserstrahlposition ausgehend entlang der erstarrenden
Schweißnaht (negative x-Richtung) angegeben.
In der Tabelle 7 sind derartige Spannungsverläufe für die drei Komponenten in Querrichtung (y),
in Längsrichtung (x) und senkrecht zur Blechoberfläche (z) zusammengestellt, wobei jeweils die
Situationen ohne und mit Temperaturfeld-Tailoring sowie die Wirkungen beim vergütbaren
Automatenstahl und bei Cr-Ni-Stahl miteinander verglichen sind.
Für die Darstellung sind hier die Ergebnisse ausgewählt worden, für die mit einem Temperaturfeld-Tailoring beim Cr-Ni-Stahl der größtmögliche Abbau von Zugspannungen erzielt wird. Für
die x- und die z-Komponenten der Spannung ist dies für ax= 10 mm der Fall; für die yKomponente bei ax= 20 mm. Dies sind zwar unterschiedliche Abstände zwischen Induktor und
Laserstrahl, die bei einem einzigen Schweißversuch nicht zu realisieren sind, aber für den hier zu
betrachtenden maximalen Zugspannungsabbau in den einzelnen Richtungen erscheint das
sinnvoll.
Für die Querrichtung (y-Komponente) kann 15 mm hinter dem Laserstrahl ein kompletter Abbau
der Zugspannungen erreicht werden. Diese Zugspannungen betragen ohne zusätzliches
Temperaturfeld ca. 90 MPa; mit Temperaturfeld-Tailoring kann sogar eine Druckspannung von
ca. -20 MPa erzeugt werden. Beim Vergleich der beiden Stähle bestehen keine wesentlichen
Unterschiede bei den Spannungswirkungen, die erzielt werden können. Dass die Wirkung des
zusätzlichen Temperaturfeldes in dieser Querrichtung so groß ist, verwundert nicht, da für diese
Richtung gerade die grundlegende Idee des Verfahrens – das Aufbringen zusätzlicher seitlicher
Temperaturfelder – zum Tragen kommt. Diese Querspannungen bis in den Druckbereich haben
eine positive Wirkung zur Vermeidung von Mittelrippenrissen oder dazu parallel
liegenden Rissen.
Für die Längsrichtung (x-Komponente) sind die Wirkungen des Temperaturfeld-Tailorings für
den Cr-Ni-Stahl nicht so günstig. Es gelingt im optimalen Fall nur eine Reduzierung der
Zugspannungen um etwa 50% und damit verbleibt auch mit Temperaturfeld-Tailoring noch
eine relative große Zugspannung von ca. 75 MPa, die zur Heißrissbildung führen kann. Für den
vergütbaren Automatenstahl gelingt ein vollständiger Abbau der Zugspannungen. Eine
vollständige quantitative Analyse der Ursachen für diesen Unterschied ist schwierig, da die
Simulation einen komplexen, sich zeitlich verändernden thermo-mechanischen Sachverhalt
Seite 35
behandelt. Ein qualitativer Erklärungsversuch könnte von der Tatsache der um den Faktor 3
unterschiedlichen Wärmeleitfähigkeiten der beiden Stähle ausgehen. Das durch die Induktion
hervorgerufene Temperaturfeld kann sich damit in alle Richtungen – und damit auch parallel zur
Naht – schneller ausbreiten und könnte damit in größerem Abstand vor und hinter dem
erstarrenden Volumen wirksam werden und so zu einer stärkeren Reduzierung der
Zugspannungen in diesem Volumen führen.
Ebenso wie für die x-Richtung ergeben sich bei der Simulation für die Richtung senkrecht zur
Blechoberfläche (z-Richtung) keine großen Wirkungen des zusätzlichen Temperaturfeldes für
den Cr-Ni-Stahl. Obwohl für den als Vergleich dienenden vergütbaren Automatenstahl ein
Abbau der Zugspannungen von ca. 50 MPa nahezu vollständig auf Null erreicht werden konnte,
ist für den Cr-Ni-Stahl rechnerisch nur eine Reduzierung um ca. 10 MPa nachweisbar. Für die
Interpretation dieses Befundes gilt Ähnliches wie für die Längsspannungen.
Spannungsverlauf ohne
Temperaturfeld-Tailoring
Spannungsverlauf mit
Temperaturfeld-Tailoring
(lx =44 mm, = 520°C)
Veranschaulichung
der Wirkungsrichtung der
Spannung
ax= 10 mm
ax= 20 mm
ax= 10 mm
Tabelle 7:
Vergleich der Spannungsverläufe ohne und mit Temperaturfeld-Tailoring.
(6 mm dicke Bleche im Stumpfstoß verschweißt)
Senkrecht untereinander sind die drei Spannungskomponenten in Querrichtung (y),
Längsrichtung (x) und senkrecht zur Blechoberfläche (z) abgebildet, jeweils ohne (links)
und mit Temperaturfeld-Tailoring (rechts). Die dunkelblauen Kurven zeigen die Verläufe
für einen vergütbaren Automatenstahl, die magentafarbenen stehen für den Cr-Ni-Stahl.
In den Kurven mit Temperaturfeld-Tailoring ist durch Pfeile für ein Beispiel, 10 mm hinter
dem Laserstrahl, gekennzeichnet, welche Wirkung durch die zusätzliche induktive
Erwärmung zur Reduzierung der Druckspannungen erreichbar ist.
Seite 36
3.2.4 Nachweis der Schwefelanreicherung an den Wiederaufschmelzungsrissen
Bei der Planung dieses Forschungsvorhabens war als Zielstellung vorgesehen, Versuche zu
unternehmen, die heißrissauslösenden Phasen an den Korngrenzen genauer zu identifizieren.
Hauptsächlich interessierte die Beantwortung der Frage, ob ein erhöhter Schwefelgehalt
nachweisbar ist. Da für einen solchen Nachweis grundsätzlich ortsauflösende Analyseverfahren
eingesetzt werden müssen, sind zunächst die relativ einfach realisierbaren RöntgenMikroanalysemethoden im Elektronenmikroskop in Betracht zu ziehen. Weitere Möglichkeiten
ergeben sich beim Einsatz von XPS (X-ray Photoelectron Spectroskopy) oder APT (Atom Probe
Spectroscopy), die an Bruchflächen von Heißrissen einsetzbar wären.
Im Rahmen des hier beschriebenen Projektes sind die energiedispersive und die wellenlängendispersive Röntgenmikroanalyse (EDX und WDX) im REM eingesetzt worden. Dabei hat WDX
den grundsätzlichen Vorteil einer höheren Auflösung. In der Abbildung 26 ist das am Beispiel
der charakteristischen Schwefel K-Linie dargestellt. Während bei einer EDX-Messung die Signale
von Schwefel und Molybdän aufgrund ihrer sich nur geringfügig unterscheidenden Energien
nicht voneinander getrennt werden können, ist eine solche Trennung mit der höher auflösenden
WDX-Messung möglich.
b
a
Abbildung 26: Vergleich der Auflösung von energiedispersiver Röntgenmikroanalyse, EDX, (a) und
wellenlängendispersiver Röntgenmikroanalyse, WDX, (b) zur Messung des
Schwefelgehaltes in einem molybdänhaltigen Cr-Ni-Stahl
Für den molybdänhaltigen Stahl 1.4435 ist der Einsatz der WDX-Analyse zwingend erforderlich,
da sonst keine Abtrennung des Schwefel-Signals möglich ist. In der Abbildung 27 ist für ein
Beispiel die Lage eines Messpunktes in der Nähe eines Wiederaufschmelzungsrisses an der
Schweißnaht gezeigt. Es handelt sich hier um einen Messpunkt an einer Korngrenze der Nähe
der Rissspitze des Wiederaufschmelzungsrisses. Der Messpunkt kann genau auf die Korngrenze
gelegt werden. Es ist jedoch zu beachten, dass bei der Messung nicht nur dieser Punkt angeregt
wird, sondern dass mit der Messung ein größeres Volumen erfasst wird. Bei den hier
vorliegenden Bedingungen hat dieser Bereich eine Ausdehnung von ca. 500 nm.
Bei den WDX-Messungen des Schwefelgehaltes an den Korngrenzen haben sich Werte von
0,05 gew.-% bis 0,07 gew.-% ergeben (Abbildung 28). Dies gilt sowohl für die Korngrenzen in
der Wärmeeinflusszone als auch für die Korngrenzen im Grundwerkstoff. Diese Messwerte
liegen über dem mittleren Schwefelgehalt des Stahls. Dieser mittlere Gehalt beträgt lt. Messung
im Stahlwerk 0,014% (mittels optischer Emissionsspektroskopie, OES); die hier vorgenommene
Messung mittels WDX im Korninneren hat 0,02% ergeben, was in guter Übereinstimmung zum
(vermutlich genaueren) OES-Wert steht. Es ist zu beachten, dass die tatsächliche lokale
Schwefelkonzentration direkt an den Korngrenzen sehr wahrscheinlich viel höher ist als die
Ergebnisse der WDX-Messungen, da diese über die Korngrenze und die angrenzenden Gebiete
in den Körnern, die wahrscheinlich maximal den mittleren Schwefelanteil enthalten, mitteln.
Seite 37
Zusammenfassend lässt sich konstatieren, dass an den Korngrenzen ein erhöhter Schwefelanteil
vorliegt.
Messpunkt
Abbildung 27: Lage eines Messpunktes zur Bestimmung des Schwefelgehaltes an einer Korngrenze an
der Rissspitze eines Wiederaufschmelzungsrisses (Serie von sukzessiven Detailvergrößerungen).
Es ist davon auszugehen, dass die Bildung der Wiederaufschmelzungsrisse im Stahl 1.4435
wesentlich durch diese erhöhte Belegung der Korngrenzen mit Schwefel verursacht wird. Die
Tatsache, dass diese Schwefelanreicherung bereits im Grundwerkstoff vorliegt und nicht etwa
erst durch den Energieeintrag beim Schweißen nur in der Wärmeeinflusszone entsteht, zeigt als
wesentlichen Ansatzpunkt zur Vermeidung der Wiederaufschmelzungsrisse metallurgische
Maßnahmen bei der Stahlherstellung auf, mit denen der Schwefelgehalt an den Korngrenzen
reduziert werden müsste.
a b
c
0,048%
0,066%
WDX
WDX
a
Korninneres
0,02%
b
WDX
0,061%
WDX
c
Abbildung 28: Ergebnisse zur Bestimmung des Schwefelgehaltes an Korngrenzen des Stahls 1.4435
(a)-(c): verschiedene Stellen (siehe Übersichtsbild)
Seite 38
3.3 Bauteillösung: Schweißen der Ventilkörper aus Stahl 1.4404
3.3.1 Ausgangssituation
Beim pbA-Mitglied NUTECH GmbH werden serienmäßig sog. Ventilkörper hergestellt, bei denen
ein zylindrisches Außenteil mit einem Deckel – beide aus Stahl 1.4404 - mittels einer AxialRundnaht verschweißt wird (siehe Abschnitt 2.1.3.1). Diese Schweißnaht ist nicht auf Festigkeit
beansprucht, sondern es kommt auf vollständige Dichtheit der Verbindung an. In der
Qualitätskontrolle wird die Dichtheit mittels Abdrücken geprüft. Gelegentlich treten fehlerhafte
Teile auf. Bei der anschließenden metallographischen Untersuchung dieser Teile werden häufig
Mittelrippen-Heißrisse entdeckt (Abbildung 29 a,b).
Bei Schweißversuchen im Fraunhofer IWS konnte diese Situation reproduziert werden
(Abbildung 29 c,d). Aus Gründen der Verfügbarkeit kam zunächst ein CO2-Laser zum Einsatz,
nicht wie beim Industriepartner ein YAG-Laser mit Faser. Bei den im IWS zur Überprüfung der
Ausgangssituation geschweißten Proben traten an allen 4 geschweißten Teilen die aus der
Produktion bekannten Mittelrippen-Heißrisse auf. Dies ist zwar eine wesentlich höhere Rate als
in der Serie (und für die Serienproduktion wäre dies natürlich in keinem Fall akzeptabel), aber für
die Verfahrensentwicklung ist dieser Umstand, dass sicher Heißrisse auftreten, zunächst als gut
geeignet zu bewerten, da dann auch sicher eingeschätzt werden kann, ob eine
Vermeidungsstrategie wirksam ist.
a
b
c
d
Abbildung 29: Auftreten von Mittelrippen-Heißrissen an geschweißten Ventilkörpern der NUTECH
GmbH
(a) Serienteil; geschweißt bei NUTECH, YAG-Laser 3,5 kW, 400 μm Faser, vs= 2 m/min
(b) Ausschnitt aus Abb. a, Lage des Heißrisses gelb hervorgehoben
(c) Serienteil; geschweißt im IWS, CO2-Laser, 3,5 kW, vs= 2 m/min
(d) Ausschnitt aus Abb. c
3.3.2 Strategie zur Heißrissvermeidung
Bei diesem Bauteil liegt eine Situation vor, die sehr gut dafür geeignet erscheint, mittels
Temperaturfeld-Tailoring einer Vermeidung der Heißrissbildung zu erreichen. Es müssen seitlich
der Naht, also im Deckel und/oder dem zylindrischen Außenteil, Druckspannungen erzeugt
werden, die den heißrissauslösenden Zugspannungen entgegen wirken.
Vorüberlegungen und einfache Rechnungen zur Wärmeausdehnung und zu den entstehenden
Spannungen haben ergeben, dass im vorliegenden Fall eine gute Wirkung bereits mit einem
relativ einfachen „Tailoring“ erreicht werden kann. Dieses besteht in einer induktiven
Vorwärmung des gesamten Deckels, wobei auch während des Schweißens diese Erwärmung
fortgesetzt wird (Abbildung 30).
Seite 39
a
b
Abbildung 30: Heißrissvermeidung beim Ventilkörper durch Erwärmung des innen liegenden Deckels vor
und während des Schweißens
(a) Ringinduktor und Positionierung des Induktors zum Bauteil
(b) Temperatur-Zeit-Verläufe bei der Vorwärmung und beim Schweißen (schematisch)
durchgehende Kurven: induktive Erwärmung; rote gestrichelte Kurve: Erwärmung
durch den Laser
Durch die Wärmemausdehnung des Deckels kommt es zum Aufbau von quer zur Schweißnaht
wirkenden Druckspannungen. Bei der Geometrie einschließlich der Spaltmaße kann erwartet
werden, dass bereits bei relativ geringen Temperaturen von ca. 300°C eine ausreichend große
Wirkung erzielt wird. Um diesen Temperaturbereich einschließlich einer ausreichenden Sicherheit
abzudecken, sind Schweißversuche mit Vorwärmtemperaturen zwischen 100°C und 600°C
geplant und ausgeführt worden. Die Vorwärmung erfolgte dabei über einen Zeitraum von 5
Sekunden, in dem nach einem zunächst linearen Temperaturanstieg die geplante
Vorwärmtemperatur erreicht war und dann bis nach dem Ende des Schweißvorgangs gehalten
wurde (Abbildung 30 b).
3.3.3 Ergebnisse der Versuche mit induktiver Erwärmung
Die Schweißversuche mit induktiver Erwärmung wurden als zwei Serien mit unterschiedlichen
Laserquellen durchgeführt: erstens Versuche mit Scheibenlaser und Führung des Laserstrahls in
einer 200 μm-Faser und zweitens Versuche mit einem CO2-Laser.
Die erreichten Ergebnisse sind anhand metallographischer Querschliffe in der Abbildung 31 und
der Abbildung 32 dargestellt. Bei den Schweißversuchen mit dem Scheibenlaser sind
überraschenderweise im unteren Nahtdrittel flach liegende Heißrisse entstanden. Diese Risse
treten nahezu entlang des gesamten Umfanges der Naht auf. Die Ursache für diesen Umschlag
in der Ausrichtung der Risse (von den ursprünglich vorhandenen Mittelrippenrissen) konnte
bisher nicht geklärt werden.
Ein wie geplant ausgeführtes Temperaturfeld-Tailoring mit vorgewärmtem Deckel führt nicht zur
Verhinderung der Bildung dieser flach liegenden Risse. Die Heißrisse treten bei allen
Temperaturen (100°C bis 600°C) in gleicher Häufigkeit sowohl im Deckel als auch im Rohr auf.
Obwohl bei flach liegenden Rissen eine Dichtheit der Naht gegeben wäre, handelt es sich bei
dieser Drehung der Rissausrichtung nicht um das angestrebte Ergebnis.
Nach Abschluss der Laufzeit dieses Forschungsvorhaben soll noch untersucht werden, ob diese
spezielle Rissbildung in Zusammenhang mit den sehr schlanken Nähten steht, die mit einer
Seite 40
200 μm-Faser erzeugt wurden. Unter Verwendung einer Faser mit größerem Durchmesser sollen
breitere Nähte – ähnlich wie die in der Serie bei der NUTECH GmbH hergestellten – erzeugt
werden.
Deckel
20°C
300°C
Rohr
Deckel
Rohr
a
b
c
d
Abbildung 31: Ergebnisse der Schweißversuche mit Scheibenlaser (200 μm Faser)
(a) Schweißnaht ohne Vorwärmung
(b) Detail: flach liegende Heißrisse im unteren Nahtdrittel
(c) Schweißnaht mit induktiver Erwärmung auf 300°C
(d) Detail: flach liegende Heißrisse können nicht vermieden werden
Bei den Schweißversuchen der zweiten Serie unter Verwendung des CO2-Lasers einschließlich
zusätzlichem Temperaturfeld-Tailoring nach Abschnitt 3.3.2 ist das angestrebte Ergebnis eines
rissfreien Schweißens erreicht worden. Die Mittelrippenrisse, die ohne zusätzliche induktive
Erwärmung an jedem Bauteil der Versuchsserie im IWS aufgetreten waren, konnten mit
zusätzlicher Erwärmung vollständig vermieden werden. Dazu waren bereits geringe
Vorwärmtemperaturen von 100°C ausreichend. Bis zu einer Temperatur von 300°C entstehen
schlanke, rissund porenfreie Schweißnähte. In der Abbildung 32 ist zu erkennen, dass mit der
Erhöhung der Temperatur eine größere Einschweißtiefe erreicht wird. Ein zweiter Effekt besteht
darin, dass bei größeren Temperaturen, z.B. bei 300°C, die Schweißnaht die Fügestelle nicht
mehr exakt trifft, was dadurch zustande gekommen ist, dass die Strahlposition nicht bezüglich
der thermischen Ausdehnung des Deckels korrigiert wurde. Bei Vorwärmtemperaturen ab
400°C ist diese Fehlpositionierung zu groß und führt zu nicht mehr korrekt verbundenen
Fügepartnern. Bei einer Umsetzung in die Serie muss diese Positionierung korrigiert werden, was
auf einfache Weise möglich ist.
Seite 41
Deckel
100°C
Rohr
a
Deckel
200°C
Rohr
Deckel
Rohr
b
300°C
c
Abbildung 32: Ergebnisse der Schweißversuche mit CO2–Laser und induktiver Erwärmung
(a) rissfreie Schweißnaht mit induktiver Erwärmung auf 100°C
(b) rissfreie Schweißnaht mit induktiver Erwärmung auf 200°C
(c) rissfreie Schweißnaht mit induktiver Erwärmung auf 300°C
Seite 42
3.4 Rissfreies Schweißen der Nickelbasislegierung Udimet 720LI
3.4.1 Hauptergebnis
Die Nickelbasislegierung Udimet 720LI war in Abstimmung mit dem pbA-Mitglied MTU Aero
Engines München ausgewählt worden, um ein Verfahren zur Erzeugung heißrissfreier
Schweißnähte zu entwickeln. Der Einsatz des Temperaturfeld-Tailorings war zur Erreichung
dieses Ziels als vielversprechend eingeschätzt worden.
Im Ergebnis der Untersuchungen in diesem Forschungsvorhaben konnte demonstriert werden,
dass die Legierung Udimet 720LI mittels Laserstrahlschweißen heißrissfrei gefügt werden
kann. Ein Einsatz des Temperaturfeld-Tailorings war dazu nicht erforderlich.
Bei der Entwicklung des Schweißprozesses hat sich neben der Ermittlung eines Parameterfensters, in dem für eine gegebene Blechdicke bei vollständiger Durchschweißung Schweißnähte
mit glatter und feinrippiger Oberfläche unter weitgehender Vermeidung von Schweißspritzern
entstehen, die Vermeidung von Poren in der Schweißnaht als die wichtigste zu lösende Aufgabe
erwiesen. Wesentlich zur Erzielung porenarmer Schweißnähte war eine Verwendung des Lasers
im Grund-Mode (Abbildung 33) sowie der Einsatz eines Schutzgases an der Nahtwurzel.
Zur Erzielung optimaler Ergebnisse hinsichtlich der Ausbildung der Oberraupe und der
Nahtwurzel sowie einer weitgehenden Vermeidung von Poren ist folgendes Schweißverfahren
zum Einsatz gekommen:
- Laser: CO2-Slab-Laser DC060 RofinSinar
- Mode: Grund-Mode
- Brennweite: 250 mm
- Laserleistung: 5,8 kW
- Schweißgeschwindigkeit: 1,5 m/min
- Fokuslage: 0,0 mm (auf Bauteiloberfläche)
- Schutzgas / Prozessgas: 25 l/min Helium 4.6; zusätzlicher Wurzelschutz.
Mit diesem Parametersatz sind auch die Testproben geschweißt worden, die zur weiteren
Untersuchung an die MTU Aero Engines München übergeben wurden. Ziel dieser
Untersuchungen war die Ausführung einer Wärmebehandlung zur Wiederherstellung des
ausscheidungsgehärteten Zustands der Schweißnaht mit anschließender Prüfung zum Auftreten
möglicher strain aging cracks (siehe Abschnitte 3.4.3). Da keine derartigen Risse gefunden
wurden, kann geschlussfolgert werden, dass beim Laserschweißprozess offenbar nur
vergleichsweise geringe Eigenspannungen entstanden sind und keine nennenswerten
Versprödungserscheinungen auftreten. Damit liegt für die Nickelbasislegierung Udimet 720LI
ein in die industrielle Praxis überführbares Schweißverfahren vor.
a
b
Abbildung 33: Ergebnisse der Röntgenprüfung von Laserstrahlschweißnähten an Udimet 720LI
(Bleche 8 mm dick; vs= 1,2 mm/min); Blickrichtung quer zur Schweißnaht
a) Schweißversuch im Donut-Mode: fehlerbehaftete Schweißnaht, Porenreihe
b) Schweißversuch im Grund-Mode: porenarme Schweißnaht
Seite 43
3.4.2 Nachweis der Rissfreiheit nach dem Schweißen
Mit den 30 Stück vorhandenen Platten der Legierung Udimet 720LI konnten insgesamt 15
Schweißversuche durchgeführt werden. Neun dieser Versuche dienten der Ermittlung eines
optimalen Parametersatzes, sechs Schweißversuche wurden unter diesen optimalen
Bedingungen (siehe Abschnitt 3.4.1) ausgeführt. Drei dieser mit den „besten“ Parametersatz
geschweißten Proben wurden an die an die MTU Aero Engines München zur Wärmebehandlung
und weiteren Untersuchung übergeben. Von allen anderen Schweißproben wurden
metallograhische Längs- und Querschliffe angefertigt und es wurden Röntgen-Durchstrahlungsprüfungen durchgeführt. Bei Proben, für die eine Rissfreiheit nachgewiesen werden sollte,
erfolgte die Entnahme von drei Querschliffen (Anfang, Mitte und Ende der Schweißnaht) und
Längsschliffen in drei Schliffebenen (wie beim Stahl 1.4305, siehe Abbildung 14).
a
b
c
GW WEZ
d
Schweißnaht
GW
WEZ
Schweißnaht
e
f
Abbildung 34: Ergebnisse der metallographischen Untersuchungen an Udimet 720LI, nach dem
Schweißen, ohne Wärmebehandlung: Nachweis der Rissfreiheit (Beispiele)
(a) Querschliff, leicht geätzt, Blech 8,0 mm dick, vS= 1,2 m/min
(b) Längsschliff Nahtmitte poliert, 8,0 mm dick, vS= 1,2 m/min
(c) Querschliff leicht geätzt, Blech 6,0 mm dick, vS= 1,5 m/min
(d) Längsschliff Nahtmitte poliert, 6,0 mm dick, vS= 1,5 m/min
(e) Detail aus d, Nahtoberseite, WEZ und Grundwerkstoff
(f) Detail aus d, Nahtunterseite, WEZ und Grundwerkstoff
Seite 44
Die Suche nach möglichen Rissen erfolgte an polierten oder leicht angeätzten Schliffen mittels
eines metallographischen Lichtmikroskops in einem Vergrößerungsbereich von 200fach bis
1000fach. Üblicherweise wurde die gesamte Schlifffläche bei 200facher Vergrößerung
abgesucht. Stellen mit unklaren Befunden wurden höher vergrößert. In der Abbildung 34 sind
Beispiele von Schliffen der sechs Proben dargestellt, die mit dem „besten“ Parametersatz
geschweißt wurden. Dabei handelt es sich um Bleche der Dicken 8 mm (Abbildung 34 a,b) und
6 mm (Abbildung 34 c-f). Bei den metallographischen Untersuchungen und den
Röntgenprüfungen an diesen Proben sind keine Risse festgestellt worden.
Im Ergebnis der Verfahrensentwicklung konnte die Porenbildung weitgehend vermieden
werden. Die „besten“ Schweißproben enthalten nur wenige kleine Poren (Abbildung 33 und
Abbildung 34) und sind nach DIN EN ISO 13919-1 der Bewertungsgruppe B zuzuordnen.
3.4.3 Zustand der Schweißnähte nach der Wärmebehandlung
Beim Schweißen ausscheidungsgehärteter Werkstoffe wie Udimet 720LI wird das
Ausscheidungsgefüge in der Schweißnaht und teilweise auch in der Wärmeinflusszone zerstört
(Abbildung 34 e,f und Abbildung 35), wodurch es zu einem Festigkeitsverlust kommt.
Um für die Schweißnaht und die Wärmeeinflusszone wieder die Festigkeit des Grundwerkstoffes
herzustellen – was für das geplante Einsatzspektrum dieses (geschweißten) Werkstoffs
unbedingt erforderlich ist – muss eine Wärmebehandlung zur Wiederherstellung des
Ausscheidungsgefüges in der Schweißnaht durchgeführt werden.
WEZ
Schweißnaht
Grundwerkstoff
a
b
Abbildung 35: Änderungen im Gefüge der Nickelbasislegierung Udimet 720LI nach dem Schweißen;
(vor der Wärmebehandlung – Ausgangssituation)
(a) Schweißnaht und Wärmeeinflusszone, lichtmikroskopische Aufnahme
(b) Grundwerkstoff, REM- Aufnahme, Abbildung mit Rückstreuelektronen
Bei dieser durch die MTU Aero Engines München durchgeführten Wärmebehandlung handelte
es sich um eine Auslagerung bei 760°C für 4 Stunden.
Der Effekt der Wärmebehandlung zeigt sich anhand des Vergleichs der Härteverläufe quer zur
Schweißnaht vor und nach der Auslagerung (Abbildung 36). Durch das Schweißen und die
damit verbundene Auflösung der Ausscheidungen ist es zu einer Abnahme der Härte von der
mittleren Grundwerkstoffhärte von 450HV auf 420HV in der Schweißnaht gekommen. Durch
die Wärmebehandlung ist eine Wiederaufhärtung der Schweißnaht auf 505HV erreicht worden.
Dieser Wert liegt über der Grundwerkstoffhärte, was seine Ursache vermutlich darin hat, dass
die gewählte Auslagerungstemperatur näher an der Temperatur lag, für die die Peakhärte
erreicht wird, als dies bei der Wärmebehandlung des Grundwerkstoffs der Fall war.
Die Tatsache, dass die Wärmeeinflusszone ebenfalls leicht aufgehärtet ist, bestätigt die
Vermutung dass der Grundwerkstoff nicht auf maximale Härte behandelt war.
Seite 45
Abbildung 36: Härteverlauf quer zu Schweißnähten an Udimet 720LI: Effekt der Wärmebehandlung
Härtewerte und metallographische Aufnahme nach der Wärmebehandlung aus [MTU13].
Die Gefügeänderungen, die sich nach der Wärmebehandlung ergeben haben, sind in der
Abbildung 37 dargestellt. Die neu gebildeten Ausscheidungen sind deutlich kleiner, aber in
etwas höherer Zahl vorhanden als ursprünglich im Grundwerkstoff. Da eine Aufhärtung der
Schweißnaht festgestellt wurde, ist offenbar die Anzahlerhöhung entscheidend für die Härte
und Festigkeit.
WEZ
Schweißnaht
a
b
Abbildung 37: Ausscheidungsgefüge der Schweißnaht und der Wärmeeinflusszone von Udimet 720LI
nach der Wärmebehandlung [MTU13]
(a) Querschliff, Übergang von der Wärmeeinflusszone zum Schweißgut
(b) Längsschliff Schweißgut; Ausschnitt: Detailvergrößerung mit neugebildeten
Ausscheidungen (gelbe Pfeile).
Eine wichtige Zielstellung für die Wärmebehandlung der geschweißten Proben war die
Beantwortung der Frage, ob bei dieser Wärmebehandlung Risse entstehen, etwa die
befürchteten strain age cracks. Diese Risse werden, falls sie auftreten, durch Eigenspannungen
hervorgerufen, die sich nach dem Schweißen oder bei der Wärmebehandlung ausbilden. Durch
die Festigkeits- und Zähigkeitsänderungen in verschiedenen Bereichen der Schweißverbindung
(Schweißgut, WEZ) können diese Eigenspannungen so groß werden, dass Materialtrennungen
entstehen.
Seite 46
Bei den hier mit dem optimalen Parametersatz geschweißten und anschließend
wärmebehandelten Proben ist es nicht zur Rissbildung gekommen. Dies wurde durch die
Untersuchung metallographischer Schliffe bei der MTU Aero Engines nachgewiesen (Abbildung
38)
a
b
Abbildung 38: Ergebnisse der metallographischen Untersuchungen an Udimet 720LI, nach der
Wärmebehandlung: Nachweis der Rissfreiheit (Beispiele) [MTU13]
(a) polierter Querschliff
(b) geätzter Flachschliff, 1 mm unter Strahleintritt
Die Beobachtung der Rissfreiheit auch nach der Wärmebehandlung lässt darauf schließen, dass
beim hier ausgeführten Schweißprozess keine großen Eigenspannungen entstanden sind und
die Zähigkeit des Werkstoffs weder durch den Schweißprozess noch durch die
Wärmebehandlung entscheidend verschlechtert wurde.
Die metallurgischen Ursachen für dieses Ergebnis, das die Vorraussetzung für eine mögliche
industrielle Anwendung dieses Schweißverfahrens für Udimet 720LI ist, sind noch nicht restlos
klar. Mögliche Interpretationsansätze könnten zum einen in Zusammenhang mit der extremen
Feinkörnigkeit des Ausgangsmaterials gesucht werden, zum anderen könnte der geringe
Energieeintrag bei Laserstrahlschweißen entscheidend sein.
Abbildung 39: Einfluss der Legierungselemente Aluminium und Titan auf die Schweißbarkeit von
Nickelbasislegierungen: „Prager-Shira-Diagramm“, modifiziert von Kelly [PS68], [Kel86].
Zusätzliche Eintragung des Datenpunktes für Udimet 720.
Die Legierung Udimet 720LI wurde bisher üblicherweise – vor allem wegen der Neigung zur
Bildung von strain age cracks nach dem Schweißen oder bei einer nachfolgenden
Wärmebehandlung - als schwer schweißbar klassifiziert. Diese Einordnung erfolgte
Seite 47
hauptsächlich auf Grundlage des für konventionelle Schweißverfahren empirisch gefundenen
Zusammenhangs, dass die Neigung zur Rissbildung für Nickelbasislegierungen von deren Titanund Aluminiumgehalt abhängt (Prager-Shira-Diagramm, Abbildung 39). Da Udimet 720LI relativ
hohe Anteile an Aluminium und Titan enthält – 5,2 gew.-% Aluminium und 2,6 gew.-% Titan
bei der hier untersuchten Legierung – wäre eine Neigung zur Rissbildung zu erwarten gewesen.
Da diese Rissbildung für den hier ausgeführten Laserstrahlschweißprozess nicht aufgetreten ist,
muss die Anwendbarkeit des Prager-Shira-Diagramms für Strahlschweißverfahren kritisch
gesehen werden. Es wäre erforderlich, zu untersuchen, ob derartige Diagramme für das Laserund Elektronenstrahlschweißen überhaupt angebbar und wie sie gegebenenfalls zu modifizieren
sind.
Seite 48
4 Einschätzung der Forschungsergebnisse
4.1 Erreichung der wissenschaftlich-technischen Ziele
Die im Projektantrag gesetzten wissenschaftlich-technischen Ziele
- Entwicklung eines Verfahrens für das Temperaturfeld-Tailoring (TT) für heißrissanfällige
austenitische Chrom-Nickel-Stähle und Ni-Basislegierungen,
- Anwendungsgerechte und verallgemeinerungsfähige Darstellung der Abfolge der
Verfahrensschritte von der thermo-mechanischen Modellierung und Simulation des Prozesses
über Induktordesign-Richtlinien bis zur technologischen Umsetzung für Schweißproben,
bauteilähnliche Probekörper und Bauteile,
- Bewertung und Erstellung einer Rangfolge der TT-Parameter und technologischen
Einflussgrößen hinsichtlich ihrer Wirkung auf die Heißrissbildung für die untersuchten
Werkstoffklassen,
- Darstellung allgemeingültiger technologischer Regeln für das Temperaturfeld-Tailoring
anhand der Erkenntnisse an den zu untersuchenden Werkstoffklassen (austenitische Cr-NiStähle, Ni-Basis-Werkstoffe)
waren in einem hohen Maße auf Grundlage der Erwartung formuliert worden, dass das
Verfahren des Temperaturfeld-Tailorings auf die zu untersuchenden Cr-Ni-Stähle und die
gewählte Nickelbasislegierung übertragbar ist.
Wie in der Beschreibung der erzielten Forschungsergebnisse in diesem Bericht gezeigt wurde, ist
dies nur ansatzweise gelungen. Eine Hauptursache dafür war, dass einige der ausgewählten
Werkstoffe, die in der Literatur und in der industriellen Praxis als heißrissempfindlich gelten,
diese Anfälligkeit zumindest unter den Laborbedingungen bei der Bearbeitung des
Forschungsvorhabens nicht aufgewiesen haben. Außerdem hat sich gezeigt, dass ein
Temperaturfeld-Tailoring für einige Heißrisstypen in Cr-Ni-Stählen, etwa parallel zur
Blechoberfläche liegende Erstarrungsrisse oder Wiederaufschmelzungsrisse sehr wahrscheinlich
nicht zur Rissvermeidung eingesetzt werden kann.
Für das eigentlich bestehende übergeordnete Ziel, Cr-Ni-Stähle und Nickelbasislegierungen
heißrissfrei zu schweißen, sind jedoch wichtige Resultate erreicht worden. Die wichtigsten
wissenschaftlich-technischen Ergebnisse des Forschungsvorhabens sind folgende:
1. Mit dem Verfahren „Temperaturfeld-Tailoring“, der Erzeugung von transienten thermischen
Spannungen neben der Laserstrahlschweißnaht durch eine mitlaufende induktive
Erwärmung, können bei austenitischen Cr-Ni-Stählen Temperaturfelder mit Temperaturen
bis zu 500°C erzeugt werden. Dadurch werden transiente Druckspannungen zur
Heißrissvermeidung hauptsächlich quer zur Naht aufgebracht, wodurch Mittelrippenrisse
und dazu parallel liegende Risse vermeidbar sind. Für Werkstoffe und Bauteile, die derartige
Risse enthalten, können geeignete Temperaturfelder angepasst werden, auch wenn sie eine
geringe Wärmeleitfähigkeit besitzen.
2. Für den für die Hauptuntersuchungen ausgewählten Cr-Ni-Stahl mit erhöhtem
Schwefelgehalt 1.4305 konnte die heißrissfreie Schweißbarkeit beim Laserstrahlschweißen
nachgewiesen werden. Für diesen Schweißprozess ist kein Temperaturfeld-Tailoring
erforderlich. Diese Möglichkeit des heißrissfreien Schweißens ergibt sich einerseits aus dem
primär ferritischen Erstarrungsmodus des Stahls und andererseits aus der Verwendung eines
fokussierten Laserstrahls mit hoher Leistung bei hohen Schweißgeschwindigkeiten, wodurch
Seite 49
ein insgesamt geringer Energieeintrag erfolgt und transiente Zugspannungen minimiert
werden.
3. Die Nickelbasislegierung Udimet 720LI konnte heißriss- und porenfrei geschweißt werden.
Durch die nach dem Schweißen erforderliche Wärmebehandlung zur Wiederherstellung
eines Ausscheidungsgefüges in der Naht kommt es nicht zum gefürchteten strain age
cracking, was darauf schließen lässt, dass beim entwickelten Laserstrahlschweißprozess nur
geringe Eigenspannungen entstehen und keine nennenswerten Versprödungserscheinungen
auftreten.
4. Für das heißrissfreie Schweißen des Demonstrator-Bauteils „Ventilkörper“ aus dem Cr-NiStahl 1.4404 ist ein Temperaturfeld-Tailoring in einer relativ einfachen Form entwickelt
worden. Durch ein induktives Vorwärmen und eine zusätzliche Erwärmung während des
Schweißvorganges gelingt ein Aufbau von radial wirkenden Druckspannungen und damit
die Unterdrückung der Heißrissbildung.
5. Die Vermeidung von Wiederaufschmelzungsrissen ist mittels Temperaturfeld-Tailoring nicht
gelungen. Das liegt einerseits an der speziellen Ausrichtung dieser Risse parallel zur
Blechoberfläche, andererseits daran, dass für diese hauptsächlich in der Wärmeeinflusszone
liegenden Risse wesentlich höhere Druckspannungen aufgebracht werden müssten als in der
Schweißnaht während des Übergangs vom flüssigen in den festen Zustand. Auch für
Erstarrungsrisse, die quer zur Schweißnaht oder parallel zur Blechoberfläche liegen, können
keine nennenswerten Druckspannungen aufgebaut werden.
6. Bei der Charakterisierung heißrissbehafteter Schweißnähte sind zwei Analysemethoden
weiterentwickelt worden. Erstens konnten Schwefelanreicherungen an gerissenen
Korngrenzen mittels wellenlängendispersiver Röntgenmikroanalyse nachgewiesen werden.
Zweitens wurde gezeigt, dass Heißrisse Ausgangspunkte für Ermüdungsbrüche sein können
und dass für rissfreie Schweißnähte ein Nachweis dieser Eigenschaft mit
Schwingfestigkeitsuntersuchungen gelingt.
4.2 Erreichung der wirtschaftlichen Ziele
Die im Projektantrag gesetzten wirtschaftlichen Ziele zum Forschungsvorhaben waren:
- Entwicklung eines effektiven prozessintegrierten Verfahrens, das es gestattet, die
Anwendbarkeit des wirtschaftlich vorteilhaften Laserstrahlschweißens auf ausgeprägt
heißrissanfällige Werkstoffe zu erweitern,
- Sichere wirtschaftliche Schweißbarkeit von heißrissanfälligen Werkstoffen ohne die
Verwendung von teuren Schweißzusatzwerkstoffe und einer aufwändigen YNahtvorbereitung,
- Einsparung von Zerspanungskosten durch Ersetzung von spanend bearbeiteten
Konstruktionen durch Schweißkonstruktionen und/oder Übergang zu besonders gut
spanbaren Automatenstählen, Prototyplösungen für effektive rissfreie Schweißbarkeit von
Bauteilen aus bisher nicht ausreichend schweißbaren Werkstoffen.
Die wirtschaftlichen Ziele sind weitgehend erreicht worden:
1. Mit dem Temperaturfeld-Tailoring liegt ein effektives prozessintegriertes Verfahren vor, mit
dem ausgeprägt heißrissanfällige Werkstoffe mittels Laserstrahl geschweißt werden können.
Neben dem bereits bekannten Beispiel des Automatenstahls 45S20 ist das auch für Cr-NiSeite 50
Stähle möglich, wenn es sich bei den Heißrissen um Mittelrippenrisse oder zu derartigen
Rissen parallel liegende Risse handelt. Für diesen Risstyp ist auch bei anderen, im Rahmen
dieses Projektes nicht untersuchten Cr-Ni-Stählen und auch bei anderen heißrissanfälligen
Nickelbasislegierungen eine gute Wirksamkeit des Verfahrens zu erwarten. Dies betrifft vor
allem Blechteile und einfache rotationssymmetrische Bauteile. Für komplizierter geformte
Bauteile und Schweißnähte muss die Anwendbarkeit des Verfahrens im Einzelfall geprüft
und das geeignete Temperaturfeld durch Versuche und Simulationsrechnungen ermittelt
werden.
2. Für den Cr-Ni-Stahl 1.4305 und die Nickelbasislegierung Udimet 720 ist die Nutzung der
Vorteile des Laserstrahlschweißens in Verbindung mit einem Ausreizen der metallurgischen
Möglichkeiten eine sichere wirtschaftliche Schweißbarkeit ohne den Einsatz von
Schweißzusatzwerkstoffen und ohne Y-Nahtvorbereitung auch ohne TemperaturfeldTailoring demonstriert worden. Falls in einem Anwendungsfall die Chargenzusammensetzung des Werkstoffes nicht optimal ist oder eine zusätzliche Sicherheit gewünscht ist,
kann ein Temperaturfeld-Tailoring zusätzlich eingesetzt werden.
3. Ein Ersatz von bisher spanend hergestellten Konstruktionen durch Schweißkonstruktionen
aus den hier untersuchten Cr-Ni-Stählen, der Nickelbasislegierung Udimet 720 und
ähnlichen Werkstoffen ist realisierbar. Falls eine Automatenbearbeitung eingesetzt werden
soll, kann der Cr-Ni-Automatenstahl 1.4305 in geeigneter Chargenzusammensetzung und
gegebenenfalls mit unterstützendem Temperaturfeld-Tailoring verwendet werden.
Im Rahmen dieses Forschungsvorhabens sind folgende direkt überführbare Ergebnisse für
Mitglieder des projektbegleitenden Ausschusses erzielt worden:
-
Die Prozesssicherheit beim Schweißen des Bauteil-Demonstrators „Ventilkörper“ der
NUTECH GmbH kann erhöht mittels eines einfachen Temperaturfeld-Tailorings erhöht
werden.
-
Aus der Möglichkeit des rissfreien Schweißens des Stahls 1.4305 können bei der
Witzenmann GmbH bisher spanend hergestellte Bauteile durch Schweißkonstruktionen
ersetzt werden. Der Schweißprozess muss für ein konkret vorliegendes Bauteil
gegebenenfalls angepasst werden und die Schweißsicherheit kann, falls erforderlich, mit
dem Temperaturfeld-Tailoring erhöht werden.
-
Bei der MTU Aero Engines kann beim Einsatz der Nickelbasislegierung Udimet 720 zukünftig
mit Schweißkonstruktionen gearbeitet werden, da diese Legierung rissfrei mit dem
Laserstrahl geschweißt werden kann und auch bei einer nachfolgenden Wärmebehandlung
Risse vermieden werden können.
Seite 51
4.3 Ergebnistransfer in die Wirtschaft
Das vorgeschlagene und aktualisierte Tranferkonzept hat sich als realisierbar erwiesen, allerdings
mit Zeitverzögerungen gegenüber dem ursprünglichen Plan.
Zum Zeitpunkt der Erstellung des Schlussberichtes sind von den vorgesehenen Transfermaßnahmen 75% (9 von 12) Maßnahmen realisiert worden bzw. werden zukünftig weiter
realisiert, sofern sie über das Projektende hinausreichen.
Als problematisch hat sich während der Bearbeitung des Forschungsvorhabens die Einhaltung
des vorgesehenen Zeitplans für das Transferkonzept erwiesen. Dies hat sich vor allem als Folge
inhaltlicher Gründe ergeben, da vor allem im ersten Jahr der Projektlaufzeit die Erreichung der
wissenschaftlichen Ziele als kompliziert erwiesen hat. Daraufhin waren Modifikationen im
Projektablauf erforderlich, die auch zum Antrag (und zur Bewilligung) einer kostenneutralen
Verlängerung der Projektlaufzeit um 6 Monate geführt haben. Transferierbare Ergebnisse sind
deshalb erst relativ spät im Verlauf des Projektes (letzte 9 Monate der Projektlaufzeit/
2. Halbjahr 2012 und Anfang 2013) entstanden.
Zum Zeitpunkt der Erstellung des Schlussbereichtes sind noch folgende geplante
Transfermaßnahmen umzusetzen:
- Publikation der Ergebnisse in „Schweißen und Schneiden“ – Manuskript wird im September
2013 vorgelegt;
- Beitrag im Jahresbericht des Fraunhofer IWS – erfolgt im Oktober 2013, Drucklegung
Anfang 2014
- Tagungsbeiträge - GST 2014, Laser in Manufacturing 2015
In der Tabelle 8 ist der derzeit aktuelle Plan zum Ergebnistransfer in die Wirtschaft angegeben.
Seite 52
Pos.
Maßnahme
Ziel
1
Information PbA


2
Tagungsvorträge


3
Publikation in
Fachzeitschriften
4
Ausstellung auf
Messen



5
IWS-Jahresbericht

6
Internet-Auftritt

7
Vortrag vor DVSFachausschüssen

8
Verbesserung Ausund Weiterbildung


Rahmen
Zeitraum

PbA-Sitzungen
halbjährlich
ab Projektstart
- erfolgt -



GST
EALA Bad Nauheim
LIM München
2014

September 2013



Schweißen und
Schneiden
Maschinenmarkt
Hannover Messe
Begleitausstellung
FiSC/Tailored Joining
Begleitausstellung GST
LIM
HK Wiesbaden
Ergebnisinformation
über Branchengrenzen
hinaus
Abrufbarkeit der
Informationen über
Problemlösungen über
elektronische
Suchmaschinen
Information der Industrievertreter in FA’s

Jahresbericht
Oktober 2013

Einbindung in IWSInternetauftritt mit
Stichwort „Heißrissvermeidung“
- erfolgt -

FA-Sitzungen
FA 1 + FA 6
jährlich 2-mal
- erfolgt -
Einbindung in
studentische Ausbildung
Weiterbildung inkl.
Fachleute

Vorlesung am IOF der
TU Dresden
Campus-Veranstaltung
AMZ Sachsen bzw.
IHK Chemnitz
Industrieakquisitionstätigkeit IWS und
Multiplikatoren
- erfolgt -
laufend ab
Projektstart
- erfolgt -

Bilaterale
Akquisitionstätigkeit
des IWS bzw. der
Multiplikatoren
Über DVS bzw. IWS

IWS-PR-Tätigkeit
- erfolgt -
Aktuelle Information
PbA-Mitglieder
Aktualisierung
Demonstratoren
Information der wiss.
Interessierten Kollegen,
Firmen
Zielgerichtete Ansprache
von potenziellen
Industriebranchen
Ergebnisinformation
über Branchengrenzen
hinaus
Präsentation erster
Ergebnisse zur
Gewinnung weiterer
Interessenten
Präsentation
Bauteillösung




9
Aufnahme in
Akquisitionstätigkeit

möglichst frühzeitige
und breite Ergebnisverwertung

10
Beratung von
Unternehmen


11
Weitergabe
Abschlussbericht

12
Erstellung
Prospektblatt

Aufklärung über
Heißrissmechanismen
und mögliche
Lösungsvarianten
Information an
interessierte
Industrievertreter
ergänzende Information
für alle Interessierten
Unterstützung der
Maßnahmen 4, 8, 9, 10

Tabelle 8:
April 2013
Oktober 2012
- erfolgt –
- erfolgt -
ab Projektabschluss
- erfolgt -
Plan zum Ergebnistransfer in die Wirtschaft.
Grüne Markierung: erfolgte Maßnahmen; rote Markierung: noch offene Maßnahmen.
Seite 53
4.4 Gesamteinschätzung
Aufgrund der Tatsache, dass einerseits die Anwendung des Temperaturfeld-Tailorings zur
Heißrissvermeidung bei austenitischen Cr-Ni-Stählen und Nickelbasislegierungen nur ansatzweise
gelungen ist, andererseits aber für wichtige Werkstoffe ein heißrissfreies Laserstrahlschweißen
bereits ohne den Einsatz des Temperaturfeld-Tailorings gelungen ist und daraus ein
wirtschaftlicher Nutzen generiert werden kann, ist einzuschätzen, dass die
Ziele des Forschungsvorhabens teilweise erreicht
wurden.
Seite 54
5 Literaturverzeichnis
[ALN08]
Alexandrov, B.T.; Lippold, J.C.; Nissley, N.E.: Evaluation of Weld Solidification
Cracking in Ni-Base Superalloys Using the Cast Pin Tear Test. In: Böllinghaus, T.
(Hrsg.); Herold, H. (Hrsg.); Cross, C. E. (Hrsg.); Lippold, J. C. (Hrsg.): Hot Cracking
Phenomena in Welds II, Springer, Berlin, 2008, S. 193–214
[BG05]
Brenner, B.; Göbel, G.: Erweiterung der Prozessgrenzen beim Laserstrahlschweißen
heißrissgefährdeter Werkstoffe. Abschlussbericht DFG-Projekt BR1690/2-2 im
Schwerpunktprogramm SPP1139, 2005
[BG06]
Brenner, B.; Göbel, G.: Verfahren und Vorrichtung zum rissfreien Schweißen,
Reparaturschweißen oder Auftragsschweißen heißrissanfälliger Werkstoffe.
Patentanmeldung DE 10 2006 048580 A: 20061013, 2006
[CL03a]
Collins, M. G.; Lippold, J. C.: An Investigation of Ductility Dip Cracking in Nickelbased Filler Materials – Part I. In: Welding Journal 82 (2003), S. 288s–259s
[CL03b]
Collins, M. G.; Lippold, J. C.: An Investigation of Ductility Dip Cracking in Nickelbased Weld Metals – Part II. In: Welding Journal 82 (2003), S. 348s–354s
[CL04]
Collins, M. G.; Lippold, J. C.: An Investigation of Ductility Dip Cracking in Nickelbased Weld Metals – Part III. In: Welding Journal 83 (2004), S. 39s–49s
[DXT00]
Dong, J. X.; Xie, X. S.; Thompson, R. G.: The Influence of Sulfur on Stress-Rupture
Fracture in INCONEL 718 Superalloys. In: Metallurgical and Materials Transactions A
31A (2000), S. 2135
[DEW07a] Prospektblatt zum Stahl 1.4404 der Deutschen Edelstahlwerke GmbH Witten, 2007
[DEW07b] Prospektblatt zum Stahl 1.4435 der Deutschen Edelstahlwerke GmbH Witten, 2007
[DEW08]
Prospektblatt zum Stahl 1.4305 der Deutschen Edelstahlwerke GmbH Witten, 2008
[Gö08]
Göbel, G.: Erweiterung der Prozessgrenzen beim Laserstrahlschweißen heißrissgefährdeter Werkstoffe. Dissertation, TU Dresden, Fakultät Maschinenwesen, 2008
[HBS08]
Hänninen, H.; Brederholm, A.; Saukkonen, T.: Hot Cracking Susceptility of Ni-Base
Alloy Dissimilar Welds. In: Böllinghaus, T. (Hrsg.); Herold, H. (Hrsg.); Cross, C. E.
(Hrsg.); Lippold, J. C. (Hrsg.): Hot Cracking Phenomena in Welds II, Springer, Berlin,
2008, S. 171-191
[Kal94]
Kalinowski, J. M.: Weldability of an Nickel-based Superalloy. NASA Contractor
Report 195376, 1994
[Kel86]
Kelly, T.J.: Investigation of elemental effects on the weldability of cast nickel-based
superalloys, In: Advances in Welding Science and Technology. David, S.A. (Hrsg.),
ASM International (1986) S. 623-627.
[KF81]
Kurz, W., Fisher, D.J.: Dendrite growth at the limit of stability: tip radius and
spacing. Acta metallurgica 29 (1981) 11.
[KM01]
Korinko, P.S.; Malene, S.H.: Considerations for the Weldability of Types 304L and
Seite 55
316L Stainless Steels. Report contract Nr. DE-AC09-96SR18500 for the US Dept. Of
Energy, 2001
[Kou02]
Kou, S.: Welding Metallurgy. 2. John Wiley and Sons, New York, NY, 2002
[Kou03]
Kou, S.: Solidification and Liquation Cracking Issues in Welding. In: JOM 55 (2003),
S. 37–42
[KUJ79]
Kujanpää, V.; Suutala, N.;Takalo, T.; Moisio; T.: Correlation between solidification
cracking and microstructure in austenitic and austenitic-ferritic stainless steel welds.
In: Welding Research International 9 (1979), S. 55
[LEN09]
Lensch, G.: persönliche Mitteilung
[LK05]
Lippold, J. C.; Kotecki, D. I.: Welding Metallurgy and Weldability of Stainless Steels.
John Wiley and Sons, Hobooken, NJ, 2005
[LSM+08]
Lippold, J.C.; Sowards, J.W.; Murray, G.M.; Alexandrov, B.T.; Ramirez, A.J.: Weld
Solidification Cracking in Solid-Solution Strengthened Ni-Base Filler Metals. In:
Böllinghaus, T. (Hrsg.); Herold, H. (Hrsg.); Cross, C. E. (Hrsg.); Lippold, J. C. (Hrsg.):
Hot Cracking Phenomena in Welds II, Springer, Berlin, 2008, S. 147–170
[Män75]
Männing, W.: Statistical Planning and Evaluation of Fatigue Tests. In: International
Journal of Fracture 11 (1975) S. 123-129
[Met08]
Metzler, D. A.: A Gleeble-based Method for Ranking the Strain-Cracking Susceptibility of Ni-based Superalloys. In: Welding Journal 87 (2008), S. 249s–256s
[MTU13]
Metallographischer Bericht M-28582 der MTU Aero Engines München (2013)
[ND09a]
Noecker, F. F.; DuPont, J. N.: Metallurgical Investigation into Ductility Dip Cracking
in Ni-based Alloys: Part I. In: Welding Journal 88 (2009), S. 7s–20s
[ND09b]
Noecker, F. F.; DuPont, J. N.: Metallurgical Investigation into Ductility Dip Cracking
in Ni-based Alloys: Part II. In: Welding Journal 88 (2009), S. 62s–77s
[NL08]
Nissley, N. E.; Lippold, J. C.: Ductility-Dip Cracking Susceptibility of Nickel-based
weld metals Part 1: Strain-to-Fracture testing. In: Welding Journal 87 (2008), S.
257s–264s
[PML90]
Pacary, G.; Moline, M.; Lippold, J. C.: A diagram for predicting the solidification
cracking susceptibility of pulsed laser welds in austenitic steel. EWI Research Brief
No. B9008, Columbus, Ohio, 1990
[PS68]
Prager, M.; Shira, C.S.: Welding of precipitation-hardening nickel-base alloys.
Welding Research Council Bulletin (1968), S. 128
[RL04a]
Ramirez, A. J.; Lippold, J. C.: High Temperature behavior of Ni-base weld metal Part
I. Ductility and microstructural characterization. In: Mat. Sci. Engng. A 380 (2004), S.
259–271
[RL04b]
Ramirez, A. J.; Lippold, J. C.: High Temperature behavior of Ni-base weld metal Part
II – Insight into the mechanism for ductility dip cracking. In: Mat. Sci. Engng. A 380
(2004), S. 245–258
[RL05]
Ramirez, A.J.; Lippold, J.C.: New Insights into the Mechanism of DDC in Ni-base
Seite 56
Weld Metals. In: Böllinghaus, Th. (Hrsg.); Herold., H. (Hrsg.): Hot Cracking
Phenomena in Welds, Springer, Berlin, 2005, S. 19–41
[Row06]
Rowe, M. D.: Ranking the Resistance of Wrought Superalloys to Strain-Age
Cracking. In: Welding Journal 85 (2006), S. 27s–34s
[RSL06]
Ramirez, A. J.; Sowards, J. W.; Lippold, J. C.: Improving the ductility-dip cracking
resistance of Ni-base alloys. In: J. Materials Processing Technology 179 (2006), S.
212–218
[Sch00]
Schobbert, H.: Zusammenhänge zwischen Erstarrungsmorphologien und
Heißrissentstehung beim Laserschweißen von vornehmlich austenitischen
Werkstoffen. BMBF-Abschlußbericht, Laser 2000, Qualifizierung von Laserverfahren,
Verbundprojekt: Metallkundliche Phänomene der Laserstrahlmaterialbearbeitung,
2000
[Sch04a]
Schulze, G.: Metallurgie des Schweißens. Springer-Verlag, Berlin, 2004
[Sch04b]
Schuster, J.: DVS-Berichte. Bd. 233: Heißrisse in Schweißverbindungen - Entstehung,
Nachweis und Vermeidung. DVS Verlag Düsseldorf, 2004
[SKA11]
Singh, L.; Khan, R.A.; Aggarwal, M.L.: Influence of Residual Stress on Fatigue
Design of AISI 304Stainless Steel. In: The Journal of Engineering Research 8 (2011)
S. 44-25
[SMS06]
Stelling, K.; Michael, T.; Schobbert, H.: Erstarrungsverhalten und Schweißeignung
austenitischer Stähle beim Laserstrahl- und Hybridschweißen. Schweißen und
Schneiden 58 (2006) S. 526-535
[Son09]
Sonsino, C.M.: Stand von Bemessungskonzepten zur schwingfesten Auslegung von
Schweißnähten. In: Festigkeit geschweißter Bauteile. DVS-Berichte Nr. 256 (2009) S.
1-25
[SSE86]
Siegel, U.; Spies, H.-J.; Eckstein, H.-J.: Effect of solidification conditions on the
solidification sequence of austenitic Cr-Ni stainless steels.
In: Steel research 57 (1986) Nr.1, 25-32
[STM80]
Suurala, N.; Takalo, T.; Moisio, T.: Ferritic-austenitic solidification mode in austenitic
stainless steel welds. In: Metallugical Transactions 11A (1980) 717-725
[YS08]
Yuschenko, K. A.; Savchenko, V. S.: Classification and Mechanism of Cracking in
Welding High-Alloy Steels and Nickel Alloys in Brittle Temperature Ranges. In:
Böllinghaus, T. (Hrsg.); Herold, H. (Hrsg.); Cross, C. E. (Hrsg.); Lippold, J. C. (Hrsg.):
Hot Cracking Phenomena in Welds II, Springer, Berlin, 2008, S. 95–114
[Zin12]
Zinke, M.: Schweißmetallurgische Untersuchungen zum wärmereduzierten MAGVerbindungsschweißen heißrissempfindlicher Ni-Basislegierungen. Schlussbericht
zum AiF-Projekt 16.316
Seite 57

Schlussbericht - Fraunhofer IWS

Transcription

Similar documents

Induktives Härten versus Einsatzhärten – ein Vergleich

Stradella (Jazz)Bass - Musiker

Fügen und Bearbeiten von Chrom Nickel Stahl

Schweißen nichtrostender Stähle - ESAB OK

Beitrag zur Ermittlung vorrangig konstruktiver Einflussgrößen auf die

Jahresbericht 2013 - Fraunhofer IWS - Fraunhofer

Niedriglegierte Kupferwerkstoffe