Υ α. Konsistentes Materialmodell für Umwandlung und mechanische Eigenschaften beim Schweißen hochfester Mehrphasen-Stähle

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1 FORSCHUNGSVEREINIGUNG AUTOMOBILTECHNIK E.V. FAT-SCHRIFTENREIHE 234 Υ α Konsistentes Materialmodell für Umwandlung und mechanische Eigenschaften beim Schweißen hochfester Mehrphasen-Stähle

2 Konsistentes Materialmodell für Umwandlung und mechanische Eigenschaften beim Schweißen hochfester Mehrphasen-Stähle IGF-Vorhaben N Forschungsstellen: Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik (ISF), RWTH Aachen University (IEHK), RWTH Aachen University Autoren: Prof. Dr.-Ing. W. Bleck Prof. Dr.-Ing. U. Reisgen Dr.-Ing. Markus Schleser Dr.-Ing. Ulrich Prahl K. Mukherjee A. Abdurakmanov

3 Das IGF-Vorhaben N der Forschungsvereinigung Automobiltechnik e.v. wurde über die AiF im Rahmen des Programms zur Förderung der Industriellen Gemeinschaftsforschung und entwicklung (IGF) vom Bundesministerium für Wirtschaft und Technologie aufgrund eines Beschlusses des Deutschen Bundestages gefördert.

4 Kurzzusammenfassung des Projektes 15548N Im vorliegenden Projekt wurde ein zweistufiger Ansatz für eine makroskopische Schweiß- Struktursimulation entwickelt, der eine thermodynamisch basierte Identifikation der Modellparameter als Funktion von chemischer Zusammensetzung und Werkstoff- Liefergefüge sowie der Schweißprozessparameter ermöglicht. Die Methodik wurde auf zwei hochfeste Dualphasen-Stähle der Festigkeitsklasse DP600, den kaltgewalzten DP-K 34/60+Z mit einer Blechdicke von 1,5 mm und den warmgewalzten DP-W600+ZE 75/75 mit einer Blechdicke von 2,5 mm, und zwei Schweißverfahren Metall-Schutzgas-(MSG-) Schweißen und Widerstand-Punkt- (WP-) Schweißen angewendet. Diese Stähle und Schweißverfahren haben in dieser Kombination eine hohe Relevanz für den modernen Automobilbau und Maschinenbau. Zur Schweißprozessmodellierung wurden zwei Software-Tools SimWeld (MSG) und ResSpotWeld (WP) entwickelt, mit deren Hilfe die Schweißnahtgeometrie und das Temperaturfeld auf der Grundlage von thermophysikalischen Daten und realen Prozessparametern berechnet werden kann. Für schweißnahe Temperaturzyklen wurden mit Hilfe der thermodynamisch basierten Phasenfeldmethode Kinetiken der Gefügeentwicklung vorhergesagt und als numerische Schweiß-ZTU-Diagramme dargestellt, wobei als Eingabewerte thermodynamische Datenbanken sowie eine lichtoptische Beschreibung des Liefergefüges benötigt werden. Mit Hilfe von numerischen Zugversuchen an repräsentativen Volumenelementen (RVE) wurden Fließkurven für lokale, mehrphasige Gefüge innerhalb und außerhalb der Wärmeeinflusszone vorhergesagt. Die Ergebnisse der Simulationen zu Schweißprozess, Phasenumwandlung und lokale Fließkurven wurden für die Modellparameteridentifikation in kommerziellen Software-Tools genutzt, mit deren Hilfe anschließend zur Validierung das Verformungsund Versagensverhalten von Zug- und Scherzugversuchen an geschweißten Proben berechnet wurde. Anhand von experimentellen Versuchen wurde eine Datengrundlage für die untersuchten Stähle sowie die Schweißverfahren erarbeitet und sowohl die einzelnen Teilmodule des Simulationsansatzes als auch das Gesamtmodell validiert. Die entwickelte Methodik verstärkt den Einsatz der numerischen Schweiß-Simulation in der Prozessentwicklung. Die zweistufige Vorgehensweise bringt gerade für klein- und mittelständische Unternehmen den Vorteil, dass die teure, zeitintensive thermodynamisch basierte Gefügemodellierung in der Vorbereitungsphase nur einmal durchgeführt werden muss. Liegen diese Daten einmal vor, können anschließend in der Struktursimulation vom Anwender vereinfachte und schnelle Werkstoffmodelle angewandt werden, die kommerziell verfügbar sind. Die Vereinbarkeit der entwickelten Methode mit kommerziellen FEM-Programmen zur Struktursimulation wurde durch die enge Zusammenarbeit mit den Entwicklern dieser Programme sichergestellt. Das Projektziel wurde somit erreicht.

5 Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen I Inhaltsverzeichnis I I Inhaltsverzeichnis I INHALTSVERZEICHNIS... I II ABKÜRZUNGEN... V III FORMELZEICHEN... VI IV BILDVERZEICHNIS... VII V TABELLENVERZEICHNIS... XV 1 EINLEITUNG STAND DER TECHNIK Widerstandspunktschweißen Verfahrensprinzip Wirtschaftlichkeit Metall-Schutzgasschweißen Verfahrensprinzip Schutzgase Schweißelektroden für das Metall-Schutzgasschweiß-Verfahren Lichtbögen Beeinflussung der MSG-Schweißnaht durch die Schweißgeschwindigkeit und Drahtvorschubgeschwindigkeit DP-Stahl DP-Gefüge Herstellung von DP-Stählen Vorteile der warm und kaltgewalzten DP-Stähle Chemische Zusammensetzung der DP-Stähle Grundsatz für das Schweißtechnische Verarbeiten von DP-Stählen Beeinflussung der Schweißnaht und der WEZ durch die Abkühlgeschwindigkeit PROBLEMSTELLUNG UND ZIELSETZUNG EXPERIMENTELLE UNTERSUCHUNGEN Untersuchung zum Widerstandspunktschweißen Versuchsanlage... 47

6 I Inhaltsverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Bestimmung von Prozessparameterfeldern Verwendetes Grundmaterial Schweißversuche Einstellungen am Schweißroboter Schweißversuche zur Ermittlung von Thermozyklen Ergebnis der Thermozyklus-Messungen Erstellung der Materialproben Statische Zugversuche Klassifizierung des Versagens Statische Scherzugprüfung Statische Kopfzugprüfung Bruchstellenanalyse Scherzugversuch Kopfzugversuch Werkstoffanalysen Probenvorbereitung Makroschliff Mikroschliff Ergebnisse Härteprüfung Simulation der Schweißprozesse Software ResSpotWeld Einstellungen für die Simulation Simulation der Temperaturzyklen Untersuchung zum Metallschutzgasschweißen Versuchsanlage Einspannvorrichtung Verwendete Materialien für die Schweißversuchsreihe Verwendetes Grundmaterial Verwendetes Schutzgas Verwendeter Zusatzwerkstoff Schweißversuche Bestimmung von Prozessparameterfeldern Einstellungen am OTC-Daihen Schweißroboter Schweißversuche zur Ermittlung von Thermozyklen Ergebnisse der Thermozyklus-Messungen Erstellung der Materialproben Zugversuche Erstellung der Zugproben Durchführung der Zugversuche Ergebnisse der Zugversuche Bruchstelleanalyse Werkstoffanalysen Probenvorbereitung II

7 I Inhaltsverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Makro- und Mikroschliff Verteilung des Phasenanteils Mikrostrukturen an den Meßpunkten der Themozyklen Vergleich der Mikrostruktur in verschiedenen Positionen der Schweißnahtmitte Mikrostruktur entlang der Blechmitte für die Blechstärke Veränderung der Schweißgeschwindigkeit bei konstanter Drahtvorschubgeschwindigkeit Härteprüfung Simulation der Schweißprozesse Einstellungen für die Simulation Simulation der Temperaturzyklen Dilatometrische Untersuchungen Aufheizen Abkühlung III 5 MODELLIERUNG DER PHASENUMWANDLUNGEN MICRESS - gefügebasierte Simulation der Phasenumwandlungen Phasenfeldmodellierung Eingabeparameter Eingangsparameter für warmgewalzten DP-Stahl Eingangsparameter für kaltgewalzten DP-Stahl Simulationsergebnisse Aufheizen: Ferrite/Martensite Austenite Aufheizen des warmgewalzten DP-Stahls Aufheizen des kaltgewalzten DP-Stahls Simulationsergebnisse Abkühlung: Austenite Ferrite / Bainite Abkühlung des warmgewalzten DP-Stahls Abkühlung des kaltgewalzten DP-Stahls Sysweld Schweißprozesssimulation mittels erweiterter FE-Modellierung MODELLIERUNG DER MECHANISCHEN EIGENSCHAFTEN Vorhersage von Fließkurven mehrphasiger Gefüge mittels FE-RVE Methodischer Ansatz Identifikation repräsentativer Volumenelemente Fließkurvenmodelle für Einzelphasen Fließkurven für mehrphasige Gefüge BAUTEIL-VALIDIERUNG Zugversuch für MSG-geschweißtes, warmgewalzten DP-Stahl Scherversuch für WP-geschweißtes, kaltgewalzten DP-Stahl

8 I Inhaltsverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen 8 ZUSAMMENFASSUNG IV 9 LITERATURVERZEICHNIS ANHANG A Zusammenstellung der Veröffentlichungen

9 Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen II Abkürzungen V II Abkürzungen Abkürzung DP DP-W DP-K MSG WEZ ZE WP DIN EDX EN GW NHZ REM SG VHZ Beschreibung Dualphasen Warmgewalzter Dualphasenstahl Kaltgewalzter Dualphasenstahl Metall-Schutzgasschweißverfahren Wärmeeinflusszone Elektrolytisch verzinkt Widerstandpunktschweißverfahren Deutsches Institut für Normung Energiedispersive Röntgenspektroskopie Europäische Norm Grundwerkstoff Nachhaltezeit Rasterelektronenmikroskop Schweißgut Vorhaltezeit

10 Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen III Formelzeichen III Formelzeichen VI Formelzeichen Einheit Beschreibung α Ferritische Phase α` Martensitische Phase γ Austenitische Phase a mm Blechdicke b mm Probenbreite (Zugprobe) B mm Kopfbreite (Zugprobe) h Brenner mm Abstand des Brenners zum Blech H mm Probenhöhe L mm Probenlänge L c mm Parallele Länge (Zugprobe) L o mm Anfangsmesslänge (Zugprobe) v d m/min Schweißdraht-Vorschub-Geschwindigkeit v prüf mm/min Zuggeschwindigkeit v s m/min Schweißgeschwindigkeit V l/h Volumenstrom (Schutzgas) S 0 mm² Anfangsquerschnitt T max C Maximale Temperatur t 8 5 s Abkühlzeit; Zeitintervall, der für das Abkühlen der Schweißnaht von 800 C auf 500 C benötigt wird A 80 % Bruchdehnung d n mm Linsendurchmesser d p mm Arithmetischer Mittelwert des Punktdurchmessers F El kn Elektrodenkraft F max kn Arithmetischer Mittelwert der maximalen Kraft I S ka Stromstärke I S1 ka Stromstärke des ersten Schweißimpulses I S2 ka Stromstärke des zweiten Schweißimpulses Q J Wärmemenge R µω Widerstand R m MPa Zugfestigkeit R p0,2 MPa 0,2% -Dehngrenze t mm Blechdicke t S s Schweißzeit t S1 s Schweißzeit des ersten Schweißimpulses t S2 s Schweißzeit des zweiten Schweißimpulses t P s Pausenzeit

11 Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen IV Bildverzeichnis VII IV Bildverzeichnis Bild 1-1: Vergleich des quasi-statischen Spannungs-Dehnungsverhaltens von HSLA 350/450, DP 350/600, und TRIP 350/600 Stählen [1] Bild 2-1: Graphische Darstellung der Einteilung der Pressschweißprozesse nach DIN Bild 2-2: Schematische Anordnung und Widerstände beim Punktschweißen Bild 2-3: Verlauf von Kraft und Strom für eine Mehrimpulsschweißung Bild 2-4: Schematische Darstellung einer Widerstandspunktschweißung Bild 2-5: Gebrochener Schweißpunkt und REM-Bild des Übergangs Linse/Haftzone Bild 2-6: Einteilung der Schutzgasschweißverfahren nach DIN [9] Bild 2-7: Schematische Darstellung des Metall-Schutzgasschweißens [10] Bild 2-8: Schutzgaseinfluss auf die Nahtgeometrie [5] Bild 2-9: Werkstoffübergang im Kurzlichtbogen [5] Bild 2-10: Gefüge eines warm-gewalzten DP-Stahls (Ferrit-Matrix (hell) und Einschlüssen von Martensit (dunkel)) Bild 2-11: Ausschnitt aus dem Eisenkohlenstoffdiagramm Abkühlung des DP-Stahls aus der interkritischen Erwärmung Bild 2-12: Vergleich von Stählen des Warmbandes bezogen auf das Verhältnis zwischen Bruchdehnung und Zugfestigkeit [13] Bild 2-13: Zuordnung von Gefügebereichen der WEZ zu dem Fe-Fe3C-Diagramm eines unlegierten niedrig gekohlten Stahls [16; 11] Bild 2-14: Abkühlzeit t85 einer Schweißverbindung am Temperatur-Zeit-Verlauf Bild 4-1: Versuchseinrichtung für WPS... 48

12 IV Bildverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Bild 4-2: Punktdurchmesser in Abhängigkeit von Stromstärke und Stromzeit bei einer Elektrodenkraft von 3 kn Bild 4-3: Makroschliffe von Widerstandspunktschweißungen in Abhängigkeit der Stromzeit Bild 4-4: Spannungs-Dehnungs-Diagramm aus Zugversuchen an drei Proben des Grundmaterials DP-K 34/60+Z Bild 4-5: Schema der Positionierung der Thermoelemente entlang des Schweißpunktradius: SG - Schweißgut, WEZ - Wärmeeinflusszone, GM - Grundmaterial Bild 4-6: Thermozyklen der Blechoberfläche in den verschiedenen Bereichen des Schweißpunkts (Versuch WP1; F EI =3 kn, t S =200 ms, I S =7 ka) Bild 4-7: Von links: Freier Scherzugversuch und Kopfzugversuch Bild 4-8: Verformung der Scherzugprobe unter Einwirkung der Kraft Bild 4-9: An der Mantelfläche auftretende Zugspannungen nach [29] Bild 4-10: Verlauf der Schubspannungen beim Kopfzugversuch nach [29] Bild 4-11: Bruchformen, links Scher-, mittig Ausknöpf-, rechts Mischbruch Bild 4-12: Optische Erscheinung der verschiedenen Bruchformen [33] Bild 4-13: Messung der Bruchgeometrien: Scher-, Ausknöpf- und Mischbruch Bild 4-14: Probengeometrie Scherzugversuch Bild 4-15: Kraft/Verlängerung-Verläufe beim statischen Scherzugversuch Bild 4-16: Erreichte Punktdurchmesser bei den Scherzugversuchen Bild 4-17: Makroschliffe von Widerstandspunktschweißungen an DP-K 34/60+Z, t = 1,5 mm für unterschiedliche Schweißparameter Bild 4-18: Probengeometrie Kopfzugprüfung Bild 4-19: Erreichte Punktdurchmesser bei den Kopfzugversuchen VIII

13 IV Bildverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Bild 4-20: Kraft/Verlängerung-Verläufe beim statischen Kopfzugversuch Bild 4-21: Makroschliffe von Widerstandspunktschweißungen an DP-K 34/60+Z, t = 1,5 mm nach Schweißparameter WP Bild 4-22: Lichtbild und REM-Aufnahmen einer Scherzugprobe WP Bild 4-23: Lichtbild und REM-Aufnahmen einer Kopfzugprobe WP Bild 4-24: Entnahme der Probe für die Werkstoffanalyse (Ebene AA entspricht der Schlifffläche) Bild 4-25: Makroschliffe der punktgeschweißten Proben WP1-WP Bild 4-26: Makro-Schliff-Bild mit den charakteristischen Bereichen des Grundmaterials und des Schweißgutes, mit den Positionen der mikroskopischen Aufnahmen des Gefüges Bild 4-27: Gefüge des Grundwerkstoffs DP-K 34/ 60+Z (Ferrit-Matrix (hell) und Einschlüssen von Martensit (dunkel)) Bild 4-28: Gefüge der WEZ-Zonen des DP-K 34/60+Z (Versuch WP1; F EI =3 kn, t S =200 ms, I S =7 ka) Bild 4-29: Gefüge der Schmelzlinie (links) des DP-W 600+ZE, sowie des Schweißgutes (rechts). (Versuch WP1; F EI =3 kn, t S =200 ms, I S =7 ka) Bild 4-30: Vorgehensweise bei der Härteprüfung Bild 4-31: Parallel-diagonaler Härteverlauf Bild 4-32: Härtemapping für die Probe WP Bild 4-33: Relationen zwischen den einzelnen Parametern Bild 4-34: Vergleich der Thermozyklen aus dem Schweißversuch (schwarz) und dem der ResSpotWeld-Simulation (rot) (Versuch WP1; F EI =3 kn, t S =200 ms, I S =7 ka) Bild 4-35: Vergleich der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur im Bereich der SG-WEZ IX

14 IV Bildverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Bild 4-36: Skizze einer mittels Punktschweißung auf dem Probekörper applizierten Thermoelementpaarung Bild 4-37: Abweichung der maximalen Temperatur in Abhängigkeit von dem Abstand zum Nahtzentrum (in y-richtung) für das Thermoelement im Bereich SG-WEZ, am Beispiel der Parameterkombination aus Versuch WP Bild 4-38: OTC-Daihen Schweißrobotersystem [34] Bild 4-39: Manipulator: OTC-Almega AX-V6 mit MSG-Schweißbrenner Bild 4-40: Einspannvorrichtung Bild 4-41: Spannungs-Dehnungs-Diagramm aus Zugversuchen an drei Proben des Grundmaterials DP-W 600+ZE Bild 4-42: Schema der Positionierung der Thermoelemente (TE1-TE4) entlang der Schweißnaht Bild 4-43: Thermozyklen der Blechoberfläche in einem Abstand von 2, 4, 6 und 8 mm Entfernung zum Blechspalt bzw. zum Nahtzentrum (Versuch Nr. 1; vd = 4,80 m/min, vs = 0,25 m/min) Bild 4-44: Maße der Zugprobe nach DIN EN Bild 4-45: Schweißprobe und Schema der Zugproben-Entnahme Bild 4-46: Spannungs-Dehnungsverlauf (Versuch Nr. 1; vd = 4,80 m/min, vs = 0,25 m/min; sowie der aus den Mittelwerten gebildete Spannungs- Dehnungsverlauf des Grundmaterials aus Bild 4-41) Bild 4-47: Gegenüberstellung der Zugfestigkeiten aller Versuche Bild 4-48: Spannungs-Dehnungs-Verlauf (Versuch Nr. 7) Bild 4-49: Zugproben nach dem Zugversuch (Versuch Nr. 7) Bild 4-50: Gegenüberstellung der Zugfestigkeiten aller Versuche unter Ausschluss der A- Probe X

15 IV Bildverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Bild 4-51: Die mittlere Länge Lα des kürzeren Probenteils und die mittleren Länge Lβ des längeren Probenteils Bild 4-52: Vergleich der mittleren Länge Lα des kürzeren Probenteils aller Versuche Bild 4-53: Bruchstelle Beobachtung: a) Zähbruch Oberfläche, b) interkristalline Bruch. 102 Bild 4-54: Entnahme der Probe für die Werkstoffanalyse (Ebene AA entspricht der Schlifffläche) Bild 4-55: Makro-Schliff-Bild mit den charakteristische Bereichen des Grundmaterials und des Schweißgutes, mit den Positionen der mikroskopischen Aufnahmen des Gefüges Bild 4-56: Gefüge des Grundwerkstoffs DP-W 600+ZE (Ferrit-Matrix (hell) und Einschlüssen von Martensit (dunkel)) Bild 4-57: Gefüge der WEZ-Zonen des DP-W 600+ZE (Versuch Nr. 1; vd=4,80 m/min, vs=0,25 m/min) Bild 4-58: Untersuchte Punkte der geschweißten Proben für die Metallographie Bild 4-59: Variation des Phasenbruchs in der Blechmitte, sowie der Ober- und Unterkantenlinie (Martensit = gehärteter Martensit) Bild 4-60: Mikrostruktur für die Punkt L-2, L-4, L-6 and L Bild 4-61: Vergleich der Mikrostruktur zwischen den Punkten U-0, C-0 und L-0 sowie zwischen den Punkten U-2, C-2 und L Bild 4-62: Vergleich der Mikrostrukturen zwischen den Punkten U-4, C-4 und L-4 sowie zwischen U-6, C-6 und L Bild 4-63: Mikrostruktur für die Punkte C-0, C-1, C-2 und C Bild 4-64: Mikrostrukturen für die Punkt C-4, C-5, C-6, C-7, C-8 und C Bild 4-65: Experimentelle Thermozyklen in den verschiedenen Abständen zur Schweißnahtmitte XI

16 IV Bildverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Bild 4-66: Gefüge in der WEZ in Abhängigkeit von der Schweißgeschwindigkeit und Abstände zur Schweißnahtmitte Bild 4-67: Ergebnis der Härtemessung (HV1) der Schweißverbindung (Versuch Nr. 1; vd=4,80 m/min, vs=0,25 m/min). Hinterlegtes Makroschliffbild Bild 4-68: Gegenüberstellung der maximalen und minimalen Härte (HV1) aller Versuche Bild 4-69: Gegenüberstellung der Entfernung (in y-richtung) des Härte-Minimums von dem Nahtzentrum aller Versuche Bild 4-70: Härtemapping für die Probe V Bild 4-71: Struktur des Schweißprozesssimulationssystems SimWeld Bild 4-72: Einsatzbereiche von SimWeld im Projekt Bild 4-73: Vergleich der Thermozyklen aus dem Schweißversuch (blau) und dem der SimWeld-Simulation (rot) (Versuch Nr. 1; vd = 4,80 m/min, vs = 0,25 m/min) Bild 4-74: Vergleich der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur in einem Abstand von 2mm von dem Nahtzentrum (TE1) Bild 4-75: Abweichung der maximalen Temperatur in Abhängigkeit von dem Abstand zum Nahtzentrum (in y-richtung) für das Thermoelement TE1 am Beispiel der Parameterkombination aus Versuch Nr Bild 4-76: Mess-Position der Thermozyklen durch SimWeld bei z = - 2,4 mm Bild 4-77: Vergleich der gemessenen und der simulierten Abkühlzeit in einem Abstand von 2 mm von dem Nahtzentrum (TE1) (*, siehe Tabelle 4-19) Bild 4-78: Umformdilatometer DIL-805A/D der Firma Bähr am IEHK und Zusammenstellung der möglichen Analyseparameter Bild 4-79: Abschreckgefüge für kaltgewalzten DP-Stahl für variierende Heizrate und Peaktemperatur - a. 100 ºC/s bis 900 ºC, b. 400 ºC/s bis 900 ºC, c. 100 ºC/s bis 1050 ºC, d. 400 ºC/s bis 1050 ºC, e. 100 ºC/s bis 1200 ºC, f. 400 ºC/s bis 1200 ºC, g. 100 ºC/s bis 1350 ºC, h. 400 ºC/s bis 1350 ºC XII

17 IV Bildverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Bild 4-80: Schweiß-ZTU-Diagramme für kaltgewalzten DP-Stahl für variierende Heizrate und Peaktemperatur Bild 4-81: Schweiß-ZTU-Diagramme für warmgewalzten DP-Stahl für variierende Heizrate und Peaktemperatur Bild 5-1: Mobilität der Austenit-Bainit-Grenzfläche als Funktion der Temperatur Bild 5-2: Modellierung der Austenitbildung für warmgewalzten DP-Stahl: a) Aufheizgeschwindigkeit 100 ºC/s, b) Aufheizgeschwindigkeit 400 ºC/s Bild 5-3: Modellierung der Austenitbildung für kaltgewalzten DP-Stahl: a) Aufheizgeschwindigkeit 100 ºC/s, b) Aufheizgeschwindigkeit 400 ºC/s Bild 5-4: Modellierung der Ferritbildung während des Abkühlens nach einer Heizrate 400 C/s und Peaktemperatur 1050 C; a) Kühlrate 25 C/s, b) Kühlrate 50 C/s Bild 5-5: Modellierung einer zweistufigen Ferrit-Bainitumwandlung während der Abkühlung mit Kühlrate 50 C/s für warmgewalzten DP-Stahl nach Heizrate 400 C und Peaktemperatur 1050 C Bild 5-6: Modellierung der Bainitbildung bei Abkühlungsrate 350 C/s nach Heizrate 400 C/s und Peaktemperatur 1050 C für warmgewalzten DP-Stahl Bild 5-7: Modellierung einer Bainitbildung während einer maximalen Abkühlungstemperatur von 1350 C für warmgewalzten DP-Stahl Bild 5-8: Modellierung der Bainitbildung für kaltgewalzten DP-Stahl während der Abkühlung: Heizrate 400 C/s, Peaktemperatur 1050 C: a) Abkühlrate 25 C/s, b) Abkühlrate 50 C/s Bild 5-9: Vergleich des experimentell ermittelten Schweiß-ZTU-Diagramms mit den in Sysweld errechneten Umwandlungsdaten (Heizrate 400 C/s, Peaktemperatur 1050 C, warmgewalzter DP-Stahl) Bild 5-10: Simulationsergebnisse der Phasenverteilung in einem WP-Schweißpunkt Bild 6-1: Schema der FE-RVE-Methode: durch einen numerischen Zugversuch an einem repräsentativen Gefügeausschnitt wird eine Fließkurve vorhergesagt XIII

18 IV Bildverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Bild 6-2: Definition eines RVE anhand eines lichtoptischen Gefügeschliffs für einen Ausschnitt mit 50% Bainit und 50 % Ferrit Bild 6-3: Definition eines RVE anhand eines lichtoptischen Gefügeschliffs für einen Ausschnitt mit 10% Martensit und 90 % Ferrit Bild 6-4: Fließkurve in warmgewalzten DP-Stahl für a) Bainit; b) Ferrit und Martensit für ein Gefüge mit 10 % Martensit, 90 % Ferrit Bild 6-5: a) Eingabe-Fließkurve eines Gefüges mit 60 % Bainit und 40 % Ferrit in warmgewalzten DP-Stahl und b) simulierte Fließkurve des zweiphasigen Gefüges Bild 6-6: a) Eingabe-Fließkurve eines Gefüges mit 10 % Martensit und 90 % Ferrit in warmgewalzten DP-Stahl und b) simulierte Fließkurve des zweiphasigen Gefüges Bild 6-7: a) Eingabe-Fließkurve eines Gefüges mit 10 % angelassenen Martensit und 90 % Ferrit in warmgewalzten DP-Stahl und b) simulierte Fließkurve des zweiphasigen Gefüges Bild 7-1: Schematische Darstellung der Konfiguration zur Berechnung eines Zugversuchs an einer MSG-geschweißten Probe aus warmgewalzten DP-Stahl Bild 7-2: Vergleich von experimentellen Fließkurven mit der Simulation für den Zugversuch am MSG-geschweißten warmgewalzten DP-Stahl zur Schweißprobe V Bild 7-3: Von Mises Spannungsverteilung in der MSG-geschweißten Zugprobe bei einer Umformung von 19 % Bild 7-4: WP-Schweißversuch mit den Parametern WP1: a) Vergleich der experimentellen mit der simulierten Schweißnahtgeometrie, b) Phasenentwicklung in Punkt A Bild 7-5: Auswertung der Simulation des Scherversuchs an einer WP-Probe aus kaltgewalzten DP-Stahl: Spannungsverteilung, Dehnungsverteilung und Kraft- Wegschrieb aus Experiment und Simulation im Vergleich XIV

19 Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen V Tabellenverzeichnis XV V Tabellenverzeichnis Tabelle 2-1 Chemische Zusammensetzung für Drahtelektroden nach EN ISO (Elementen-Auszug) Tabelle 2-2: Lichtbogenarten und deren Anwendung [5] Tabelle 2-3: Chemische Zusammensetzung des warmgewalzten DP-Stahls DP-W 600+ZE (ermittelt durch Schmelzanalyse) im Auslieferungszustand [13] Tabelle 4-1: Chemische Zusammensetzung des warmgewalzten DP-Stahls DP-K 34/60+Z Tabelle 4-2: Tabelle Mechanische Eigenschaften des DP-600 [13] Tabelle 4-3: Prozessparameter für das Widerstandspunktschweißen von DP-K 34/60+Z Tabelle 4-4: Abkühlzeiten und maximale Temperaturen an den Thermoelementen Tabelle 4-5: Ergebnisse aus dem Scherzugversuch Tabelle 4-6: Ergebnisse der Kopfzugversuche Tabelle 4-7: Vergleich der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur Tabelle 4-8: Chemische Zusammensetzung des warmgewalzten DP-Stahls DP-W 600+ZE (Elementen-Auszug) laut Thyssen Krupp Steel [13] Tabelle 4-9: Chemische Zusammensetzung des warmgewalzten DP-Stahls DP-W 600+ZE (Elementen-Auszug; vgl. Anhang A.2) laut ISF Tabelle 4-10: Mechanische Eigenschaften des DP-W 600+ZE [13] Tabelle 4-11: Chemische Zusammensetzung für G3Si1 bzw. SG-2 nach EN ISO (Elementen-Auszug) Tabelle 4-12: Prozessparameter für das MSG-Schweißen von DP-W Tabelle 4-13: Abkühlzeiten und maximale Temperaturen an den Thermoelementen... 93

20 V Tabellenverzeichnis Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Rheinisch Westfälische Technische Hochschule Aachen Tabelle 4-14: Mechanische Eigenschaften der Zugproben aller Versuche Tabelle 4-15: Längenänderung der Zugproben Tabelle 4-16: Ferritkorngröße in den Positionen C-6, C-7 und C Tabelle 4-17: Ergebnisse der Härtemessungen Tabelle 4-18: Vergleich der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur. 127 Tabelle 4-19: Vergleich der gemessenen und der simulierten Abkühlzeit Tabelle 5-1: MICRESS-Parameter zur Simulation der Austenitbildung in warmgewalzten DP-Stahl Tabelle 5-2: MICRESS-Parameter zur Simulation der Umwandlung von Austenite zu Ferrit in warmgewalzten DP-Stahl in warmgewalzten DP-Stahl Tabelle 5-3: MICRESS-Parameter zur Simulation der Umwandlung von Austentit in Bainit in warmgewalzten DP-Stahl Tabelle 5-4: MICRESS-Parameter zur Simulation der Austenitbildung in kaltgewalzten DP-Stahl Tabelle 5-5: MICRESS-Parameter zur Simulation der Umwandlung von Austenit zu Bainit in kaltgewalzten Stahl Tabelle 5-6: Vergleich zwischen experimentell ermittelten und simulierten Bainitanteilen für kaltgewalzten DP-Stahl als Funktion von Heizrate, Peaktemperatur und Abkühlrate Tabelle 6-1: Modellparameter für das Fließkurvenmodell der einzelnen Phasen XVI

21 Einleitung 17 1 Einleitung Die mehrphasigen Werkstoffe für Dünnblechanwendungen im Automobilbau zeichnen sich durch eine komplexe Gefügezusammensetzung aus, die aus verschiedenen Phasen mit unterschiedlichen Eigenschaften besteht, Bild 1-1. Zur Familie der hochfesten, mehrphasigen Blechwerkstoffe werden DP- (Dualphasen-), TRIP (Transformation Induced Plasticity-) und CP- (Complexphasen-) Stahl gerechnet. Die gezielte Einstellung eines optimalen Gefüges erfolgt mittels thermischer oder thermomechanischer Behandlung. Eine weitere thermische Behandlung, wie sie das Schweißen darstellt, zerstört die eingestellte Mikrostruktur und schwächt die lokalen Eigenschaften. Bild 1-1: Vergleich des quasi-statischen Spannungs-Dehnungsverhaltens von HSLA 350/450, DP 350/600, und TRIP 350/600 Stählen [1] Moderne Schweißtechnologien, wie Strahlschweißen, Punktschweißen und geregelte Lichtbogenschweißverfahren zur Verarbeitung dieser Stahlwerkstoffe, sind durch einen immer niedriger werdenden Wärmeeintrag charakterisiert. Die verkürzten Temperaturzyklen führen dabei zur Reduzierung von Spannungen und/oder Verzug der Bauteile. Gleichzeitig treten lokal jedoch starke Unterkühlungen und extreme Temperaturgradienten auf, die einen erheblichen Einfluss auf das Umwandlungsverhalten ausüben. Bei der Beschreibung der Phasenumwandlungskinetik spielen die Austenitisierungsbedingungen, die über die Breite der Wärmeeinflusszone (WEZ) sehr stark

22 Einleitung 18 variieren, eine bedeutende Rolle. Diese auftretenden Temperaturgradienten sollen bei der Simulation der Phasenumwandlungen berücksichtigt werden. Bei der Entwicklung neuer Produkte werden heutzutage in der Automobilindustrie zunehmend Simulationstechniken herangezogen. Es gibt eine Vielzahl von kommerziell verfügbaren FEM-Codes auf dem Markt, die sich für die Berechnung von Umwandlungsverhalten, mechanischen Eigenschaften, Eigenspannungen und Verzug beim Schweißen eignen. Die verwendeten Routinen erlauben schweißnahe Randbedingungen bei der Simulation abzubilden. Dabei wird die durch das Schweißen eingebrachte Wärmewirkung in der Regel vereinfachend abgeschätzt und muss anschließend mittels aufwändiger, experimenteller Versuche kalibriert werden. Darüber hinaus werden verschiedene thermomechanische Kennwerte der Werkstoffe wie die Umwandlungsdaten und die mechanischen Eigenschaften üblicherweise aus der Literatur übernommen oder experimentell ermittelt. Diese Daten gelten dann aber nur für einen bestimmten Werkstoff oder eine enge Werkstoffgruppe sowie für ein bestimmtes Ausgangsgefüge und die gegebenen Prüfbedingungen. Die Ermittlung neuer Daten zur Verbesserung der Modelle und ihrer Genauigkeit mit den derzeit eingesetzten experimentellen Methoden (z. B. Schweiß-, GLEEBLE- und Dilatometer-Versuche) ist sehr kostenintensiv. Weiterhin sind die Daten im Allgemeinen nicht auf andere Werkstoffe oder Vorbehandlungszustände übertragbar. In der vorliegenden Arbeit wird eine zweistufige, physikalisch basierte Methode vorgestellt, die es ermöglicht, das strukturelle Verhalten von Widerstandspunkt- (WP) und Metalschutzgas- (MSG) geschweißten Proben als Funktion der chemischen Zusammensetzung, des Liefergefüges und der Schweißprozessparameter vorherzusagen.

23 Stand der Technik 19 2 Stand der Technik 2.1 Widerstandspunktschweißen Verfahrensprinzip Das Widerstandspunktschweißen ist in der blechverarbeitenden Industrie ein weitverbreitetes und wirtschaftliches Schweißverfahren [2; 3; 4]. Nach DIN ISO 1910 werden die Schweißverfahren in die Schmelz- und Pressschweißverfahren unterteilt. Das Widerstandspunktschweißen wird den Pressschweißverfahren zugeordnet. Bild 2-1 zeigt einen Auszug aus der Einteilung der Schweißverfahren nach DIN 1910, mit der Einordnung des konduktiven Widerstandspressschweißens. Bild 2-1: Graphische Darstellung der Einteilung der Pressschweißprozesse nach DIN 1910 Es ist das weitest verbreitete Widerstandsschweißverfahren und wird beispielsweise großflächig im Automobilbau, in der Herstellung von Hausgeräten und in der Elektronik eingesetzt. Die physikalische Grundlage für das Widerstandsschweißen beschreibt das Joulesche Gesetz mit der Definition der in einem stromdurchflossenen Leiter entstehenden Wärmemenge Q [5]:

24 Stand der Technik 20 Q = t= t s t= t 0 I 2 ( t) Rges( t) dt Gleichung 2-1 Dabei steht I für die Stromstärke, R ges für die Summe aus Stoff- und Übergangswiderständen und t für die Zeit des Stromflusses. Das Widerstandspunktschweißen grenzt sich durch die punktförmige Stromübergangsstelle und die Bewegungsrichtung der Elektroden von den verwandten Widerstandsschweißverfahren Buckelschweißen und Rollennahtschweißen ab. Die Höhe des Schweißstroms liegt beim Großteil der Anwendungen im einstelligen ka-bereich, wobei sie in der Mikrotechnik und bei außergewöhnlich dicken oder leitfähigen Bauteilen, aber auch bedeutend niedriger oder höher sein kann. Die sich dabei einstellenden Spannungen betragen bis zu 15 V. Der Gesamtwiderstand R ges setzt sich aus den Stoffwiderständen von Werkstücken und Elektrodenkappen sowie aus den Kontaktwiderständen zwischen den Werkstücken und zwischen Elektroden und Werkstücken zusammen; Bild 2-2. Dabei bewirkt zu Beginn des Stromflusses der Übergangswiderstand zwischen den Blechen die größte Erwärmung. Durch das Verschmelzen der Oberfläche fällt dieser ab und der mit der Temperatur stark steigende Stoffwiderstand sorgt für die weitere Erwärmung. Bild 2-2: Schematische Anordnung und Widerstände beim Punktschweißen Die Aufbringung der Kraft geschieht manuell, pneumatisch, hydraulisch oder servomotorisch. Die Zeit von der Auslösung der Krafterzeugung bis zum Einschalten des Schweißstroms wird als Vorhaltezeit (VHZ) bezeichnet. Meist wird der Einstellwert für die Elektrodenkraft während eines Zyklus nicht verändert, so genannte Kraftprogramme werden allerdings oftmals beim Schweißen von Leichtmetallen angewendet. Häufiger wird

25 Stand der Technik 21 der nach der Vorhaltezeit ausgelöste Schweißstrom variiert, beispielsweise mit einem Stromanstieg, einem Stromabfall oder einem Nachimpuls versehen. In Bild 2-3 ist der Zyklus einer Widerstandspunktschweißung für eine Schweißung am Werkstoff HCT690TD+Z mit zwei Impulsen unterschiedlicher Stromstärke dargestellt. Bild 2-3: Verlauf von Kraft und Strom für eine Mehrimpulsschweißung Die Bezeichnungen der einzelnen Phasen eines Schweißzyklus sind uneinheitlich. Die DIN44753, die unter anderem die Begriffe und Bewertungsmerkmale beim Widerstandspunktschweißen beschreibt, wurde ersatzlos zurückgezogen. Die ISO , die die Begriffe des Widerstandsschweißens definieren soll, befand sich zur Zeit der Erstellung dieser Arbeit noch in der Abstimmungsphase. Deshalb werden an dieser Stelle die verwendeten Begriffe in Anlehnung an andere Normen und Merkblätter und nach dem branchenüblichen Sprachgebrauch erläutert. Darin bezeichnen t 1 die erste Schweißzeit, t P die Pausenzeit, t 2 die zweite Schweißzeit und NHZ die Nachhaltezeit. Die Vorhaltezeit wird häufig auch als die Zeit vom Beginn der Auslösung der Schweißung bis zum Einsetzen des Schweißstroms definiert. Die Zeit vom Beginn bis zum Ende der Wirkung der Elektrodenkraft wird als Druckzeit oder Presszeit, die Zeit für den vollständigen Ablauf eines Schweißvorganges vom Auslösen des Schalters bis zur Rückkehr der Elektroden in ihre Grundposition als Schweißspiel bezeichnet. Im Anstieg des Kraftverlaufs ist das durch das Aufsetzen der Elektrode mit hoher Geschwindigkeit verursachte Prellen sowie die Expansion des Blechwerkstoffes durch die

26 Stand der Technik 22 Erwärmung während des Stromflusses zu erkennen. Eine zu geringe Elektrodenkraft führt aufgrund mangelnder Unterdrückung der Expansionskräfte zu Spritzern zwischen den Blechen und dem Anschmelzen von Elektrode und Blechoberfläche (sog. Oberflächenspritzern). Übliche Schweißzeiten für das Widerstandsschweißen liegen zwischen 40 und 800 ms, wobei als Faustregel für Stahlwerkstoffe oft 100 ms Schweißstrom pro 1 mm Blechdicke verwendet wird. Nach Abschalten des Schweißstroms erkaltet die Schweißlinse während der dann ablaufenden Nachhaltezeit oder der Pausenzeit bis zum nächsten Stromfluss. Ob dieser Stromfluss ein erneutes Schmelzen in Bereichen der Schweißlinse bewirkt, hängt von dessen Höhe und Zeit ab. Die hohe Wärmeleitfähigkeit der meist wassergekühlten Elektroden und der hohe Stoffwiderstand zwischen den Fügeteilen bewirkt die Ausbildung einer relativ flachen und annähernd kreisförmigen Schmelzzone, der Schweißlinse. Die Abkühlgeschwindigkeiten beim Widerstandspunktschweißen liegen zwischen 103 und 105 C/s und begünstigen aufgrund der weitestgehenden Unterbindung von Diffusion die Ausbildung unterschiedlicher Gefügearten [6]. Bild 2-4 zeigt schematisch eine Schweißverbindung: d e bezeichnet dabei den Durchmesser des Elektrodeneindrucks, e die Eindrucktiefe der Elektrode, d l den Durchmesser der Linse und d WEZ den Durchmesser der Wärmeeinflusszone. Bild 2-4: Schematische Darstellung einer Widerstandspunktschweißung Die Geometrie der Elektroden hat durch Größe und Form der Kontaktflächen sowie über die Wärmeabfuhr großen Einfluss auf die Ausbildung der Verbindung und die dabei entstehenden Elektrodeneindrücke. Um die Schweißlinse in der Ebene der Blechoberfläche ist die Haftzone angeordnet. Dort kommt es während des Schweißvorgangs aufgrund mangelnder Wärme nicht zum Schmelzen der Blechoberfläche; durch das Heraustreten des flüssigen Schweißguts aus der Linse oder

27 Stand der Technik 23 aufgrund von Diffusionsvorgängen zwischen den Blechoberflächen kann es allerdings zu schwachen Anbindungen kommen. Bei metallisch überzogenen Werkstoffen kann damit auch die schmelzflüssige Verbindung der Überzüge der Bleche bezeichnet sein. In Bild 2-5 ist eine im Scherbruch gebrochene Scherzugprobe des unbeschichteten Werkstoffs BTR165 zu sehen, die ausgeprägte Haftzone entstand durch aus der Schweißlinse austretendes Schweißgut. Bild 2-5: Gebrochener Schweißpunkt und REM-Bild des Übergangs Linse/Haftzone Im REM-Bild sind deutlich die Schublippen des Schweißguts und die leicht wabenförmige Struktur der Haftzone erkennbar. Der Ort der Entstehung der Schweißlinse hängt stark von der Elektrodengeometrie ab, bei Elektroden mit spitzer Arbeitsfläche entsteht sie in der Mitte und wächst nach außen, bei ebenen Arbeitsflächen beginnt das Linsenwachstum nahe des Randes der Arbeitsfläche. Das Wachstum der Linse hängt nicht nur von den gewählten Schweißparametern, sondern auch von den elektrischen und thermischen Leitfähigkeiten der Fügepartner und von der Wärmeabfuhr durch die Elektroden und somit von deren Geometrie und Kühlung ab. In der Regel ist eine von außen zur Fügeebene erfolgende dendritische Erstarrung zu beobachten. Das sich einstellende Gefüge ist wie bei allen Schweißverfahren stark durch die thermischen Verhältnisse während und nach der Schweißung sowie durch die Legierungszusammensetzung geprägt und wird später ausführlicher besprochen. Die Schweißanlagen können als ortsfeste Ständermaschinen oder als ortsveränderliche Schweißzangen ausgeführt sein. Da bei der Fertigung von Automobil-Karosserien meist nur Punktschweißzangen zur Anwendung kommen, werden im Folgenden überwiegend die Eigenschaften dieses Typs beschrieben. Die Sekundärseite des Transformators kann über Kabel mit der Schweißzange verbunden oder direkt an der Zange angeflanscht sein. Letztere Anordnung erhöht das Gewicht der Zange erheblich, weshalb bei manueller Handhabung ein Gewichtsausgleich verwendet oder die Zange mittels eines dafür ausgelegten Roboters bewegt wird. Vorteilhaft an der

28 Stand der Technik 24 direkten Verbindung von Zange und Transformator sind unter anderem die Verringerung der elektromagnetischen Felder und der Verluste. Die erreichbaren Elektrodenkräfte von Punktschweißzangen sind geringer als die von Ständermaschinen; bei pneumatischer Krafterzeugung betragen sie in der Regel etwa 7 kn, bei servomotorischem Antrieb bis zu 20 kn. Punktschweißzangen für den Einsatz an Robotern sind häufig mit einer Einrichtung zum Ausgleichshub ausgestattet, die eine gemeinsame Bewegung von Ober- und Unterelektrode erlaubt und damit Positionier- und Passungsungenauigkeiten ausgleicht. Die Elektroden von Roboterschweißzangen sind meist als Halter zur Aufnahme von Elektrodenkappen ausgeführt, diese Kappen sind in verschiedenen Formen erhältlich und können bei Verschleiß ausgetauscht oder abgefräst werden [7]. Der Werkstoff der Kappen basiert auf Kupfer, dem zur Erhöhung der Warmfestigkeit und der Härte noch Legierungselemente wie beispielsweise Cr, Zr, Be und Co zulegiert sind. Grundsätzlich können beim Widerstandsschweißen verschiedene Stromformen zum Schweißen verwendet werden. Die bei Betrachtung der Investitionskosten der Anlage günstigste Form ist der Wechselstrom, für den prinzipiell nur der Transformator, die Steuerung und die Thyristoren zur Zündung des Schweißstroms nötig sind. Nachteilig sind allerdings die eingeschränkte Regelbarkeit, die sich durch die unveränderte Netzfrequenz ergibt und die Oberwelligkeit, die zur Spritzerbildung führen kann. Beim konventionellen Gleichstrom wird der Schweißstrom nach dem Transformator gleichgerichtet, womit sich gerade bei dreiphasigem Anschluss eine geringere Oberwelligkeit und eine höhere Leistungsdichte erzielen lassen. Nachteilig sind die durch den komplexeren Aufbau höheren Investitionskosten der Anlage. Mit Netzfrequenz auf der Sekundärseite arbeitende Schweißanlagen lassen sich im günstigsten Fall mit einer Frequenz von 100 Hz steuern, da die zur Schaltung des Stroms genutzten Thyristoren erst nach Abfallen des Laststroms unter einen Schwellenwert den Stromfluss sperren. Der Kondensator-Impulsstrom stellt eine Sonderform dar, die meist nur beim Wunsch nach möglichst schneller Wärmeeinbringung oder geringer netzseitiger Belastung verwendet wird. Hierbei wird eine Kondensatorbatterie aus dem Netz geladen und anschließend über die Primärwicklung des Impulstransformators entladen, auf dessen Sekundärseite die Fügestelle angeordnet ist. Vorteilig an dieser Stromform sind beispielsweise die geringe Netzbelastung, die hohe Reproduzierbarkeit und die kurze Schweißzeit, die es erlaubt auch thermisch empfindliche oder hoch leitfähige Werkstoffe zu schweißen. Nachteilig sind die hohen Investitionskosten, die geringe räumliche Flexibilität und die eingeschränkte Regelbarkeit des Prozesses. Der Kondensator-Impulsstrom kommt meist nur bei stationären Anlagen zur Anwendung, in Ausnahmefällen auch bei Punktschweißzangen.

29 Stand der Technik 25 Die in der Fertigung von Automobil-Karosserien meist verbreitete Stromform ist der Mittelfrequenz(MF)-Gleichstrom. Hierbei wird der dreiphasige Netzstrom gleichgerichtet und über einen Wechselrichter aus einer IGBT (engl. insulated-gate bipolar transistor) - Brückenschaltung mit einer Frequenz von oftmals 1000 Hz ein- und ausgeschaltet. Im nachgeschalteten Schweißtransformator wird diese Spannung auf die Schweißspannung transformiert. Zur Begrenzung der induktiven Verluste wird der Schweißstrom über Hochstromdioden gleichgerichtet. Vorteile des MF-Gleichstroms sind neben der guten Regelbarkeit in Inkrementen von 1 ms das sich durch die Arbeitsfrequenz ergebende geringe Leistungsgewicht des Transformators und die geringe Oberwelligkeit. Moderne Steuerungen von Widerstandsschweißgeräten verfügen meist über eine Konstantstromregelung, die den Schweißstrom bei auftretenden Störungen wie Netzspannungsschwankungen konstant halten. Dazu wird auf der Sekundärseite des Transformators der Effektivwert induktiv erfasst. In der Serienproduktion wird häufig eine Stepperfunktion genutzt, bei der in Abhängigkeit von vorher empirisch ermittelten Werten der Schweißstrom zum Ausgleich der durch den Elektrodenverschleiß verminderten Stromdichte erhöht wird Wirtschaftlichkeit Die Wirtschaftlichkeit des Widerstandsschweißens ist zunächst von der Tatsache geprägt, dass es sich um ein schnelles Verfahren handelt. Der kurze Zeitbedarf für den Schweißvorgang ermöglicht eine hohe Arbeitsgeschwindigkeit. Dazu kommen niedrige Betriebskosten, nicht zuletzt aufgrund des geringen Energiebedarfs. Verglichen mit anderen Fügeverfahren wie dem Schrauben, Nieten, Löten oder Schmelzschweißen sind die Investitionen in die maschinelle Ausrüstung allerdings weitaus höher. Dem stehen jedoch verfahrensbedingte Einsparungen gegenüber, welche für eine Amortisation der Mehrkosten sorgen. Weil die wärmebeeinflusste Zone um die Schweißstelle nur kleine Ausmaße annimmt, ist ein nachträgliches Richten oder Überschleifen überflüssig. Zusätze wie Lot oder Flussmittel sind nicht nötig. Die hohe Reproduzierbarkeit von Widerstandspressschweißverbindungen ist das markanteste Merkmal für die Prozesssicherheit des Verfahrens. Es kann davon ausgegangen werden, dass die einmal für eine Schweißverbindung ermittelten Parameter selbst nach vielen tausend Pressschweißvorgängen ihre Gültigkeit behalten. Voraussetzung ist natürlich eine entsprechende Wartung der Maschine, inklusive Elektrodenpflege und regelmäßiges Wechseln der Verschleißteile. Mit Mess- und Überwachungsgeräten können der aktuelle Zustand und alle Einstellungen einer Schweißmaschine permanent kontrolliert werden. Dabei soll eine möglichst gleichmäßige Güte der Schweißverbindungen erreicht werden. Das Widerstandsschweißen, insbesondere das Buckel-, Rollnaht- und Stumpfschweißen, lässt sich als hochproduktives Fügeverfahren gut automatisieren. Mit zusätzlichen

30 Stand der Technik 26 Einrichtungen zum Transportieren, Vereinzeln, Positionieren und Auswerfen der Werkstücke werden solche Anlagen zu flexiblen Vollautomaten, die auch von ungelerntem Personal leicht zu bedienen sind. Im vorliegenden Projekt wurde das Widerstandsschweißverfahren zum einen aufgrund der großen industriellen Bedeutung im Blechbereich und zum anderen aufgrund der kurzen Temperaturzyklen im Gegensatz zum ebenfalls betrachteten MSG-Schweißen ausgewählt. Die Untersuchungen zum Widerstandsschweißen werden im Kapitel 4.1 näher beschrieben. 2.2 Metall-Schutzgasschweißen Das Metall-Schutzgasschweißen ist ein Schmelzschweißprozess. Der Oberbegriff Schutzgasschweißen fasst die Lichtbogenschweißverfahren zusammen, bei denen Elektrode, Lichtbogen und Schmelzbad von zusätzlich zugeführtem Schutzgas vor der Umgebungsatmosphäre geschützt werden [8]. Nach DIN EN werden diese in das Metall-Schutzgasschweißen und das Wolframschutzgasschweißen unterteilt. Abhängig von der Art des verwendeten Schutzgases wird noch zwischen dem Metall- Inertgasschweißen (MIG) und dem Metall-Aktivgasschweißen (MAG) unterschieden, siehe Bild 2-6 [9]. Bild 2-6: Einteilung der Schutzgasschweißverfahren nach DIN [9] Das Metall-Schutzgasschweißen (MSG) mit endloser Drahtelektrode wurde 1948 in den USA entwickelt und ist damals unter dem Namen SIGMA-Schweißen (shielded inert gas metal arc) bekannt geworden. Als Schutzgase wurden damals nur inerte Gase verwendet.

31 Stand der Technik 27 Die ersten Anwendungen für das MAG-Schweißen wurden 1953 in der Sowjetunion entwickelt. Dabei wurde angestrebt, die teuren Edelgase Helium und Argon, die auch heute noch zum Schweißen verwendet werden, zu ersetzen. Dies gelang durch die Verwendung von Kohlendioxid und Drahtelektroden, die den Abbrand verschiedener Legierungselemente ausgleichen konnten [10]. Die Vorteile des MSG-Schweißens liegen in der großen Toleranz der Stoßgeometrien bzw. der hohen Spaltüberbrückbarkeit, der preisgünstig verfügbaren Energiequellen sowie der Möglichkeit, die Wärmeführung und das Gefüge der Schweißnaht gezielt zu beeinflussen Verfahrensprinzip Beim Metallschutzgasschweißen brennt ein Lichtbogen zwischen dem kontinuierlich zugeführten Draht und dem zu verschweißenden Werkstück. Dieser Lichtbogen liefert die benötigte Energie, um die jeweiligen Fügepartner aufzuschmelzen. Dabei wird zum Schweißen ausschließlich Gleichstrom verwendet. Damit sich an der Drahtelektrode ein konzentrierter Lichtbogenbrennfleck ausbildet, ist dieser positiv gepolt respektive das Werkstück negativ gepolt. Der Strom wird dabei über das Kontaktrohr auf den Draht übertragen. Der Draht berührt durch den eigenen Drall das Kontaktrohr und ermöglicht somit einen Stromübergang; Bild 2-7 [8]. Bild 2-7: Schematische Darstellung des Metall-Schutzgasschweißens [10] Entfacht wird der Lichtbogen in der Regel über einen bei der Berührung des Werkstücks gezündeten Kurzschluss. Nach dem Zünden des Lichtbogens stellt sich bei geeigneten

32 Stand der Technik 28 Parametern ein Gleichgewicht zwischen der Lichtbogenlänge und der Drahtvorschubgeschwindigkeit ein [5; 8]. Das die Schweißstelle vor den Umgebungseinflüssen, besonders dem Luftsauerstoff, abschirmende Schutzgas wird dem Prozess über eine Schutzgasdüse zugeführt. Die Schutzgasdüse ist konzentrisch um den Draht angeordnet und in den Brenner integriert. Dadurch kann der Schweißprozess sehr gut beobachtet werden; allerdings ist die nähere Umgebung der eingebrachten Wärme- und Lichtstrahlung direkt ausgesetzt. In den Brenner ist aus diesem Grund zusätzlich eine Wasserkühlung integriert, auf die nur bei sehr geringen Schweißströmen verzichtet werden kann. Schweißstrom, Schweißdraht, Schutzgas und Kühlwasser werden dem Schweißbrenner über das Schlauchpaket zugeführt [5] Schutzgase Wie bereits erwähnt, werden zum Metall-Schutzgasschweißen sowohl inerte als auch aktive Gase verwendet. Als inerte Gase sind theoretisch, wegen ihrer chemischen Beständigkeit, alle Edelgase geeignet. Allerdings werden aus Kostengründen fast ausschließlich Helium und Argon verwendet. Argon ist mit einer Dichte von 1,784 kg/m³ schwerer als Luft und kommt zu 0,9 % in der Atmosphäre vor. Zudem ist wegen der geringen Dichte von Helium, 0,1785 kg/m³, eine sehr große Durchflussmenge notwendig [5]. Als Aktivgase werden im Wesentlichen Sauerstoff (O 2 ) und Kohlendioxid (CO 2 ) eingesetzt. Diese begünstigen die chemischen Oxidationsreaktionen an der Schweißstelle. Neben den reinen Gasen werden als Aktivgase auch Mischgase verwendet. Diese bestehen meistens aus verschiedenen Mischungsverhältnissen aus Argon und Kohlendioxid. Um den Abbrand von teuren Legierungselementen zu verhindern, werden hochlegierte Stähle und Nichteisenmetalle in der Regel mit inerten Gasen geschweißt. Kohlendioxid wird meistens für unlegierte Stähle verwendet [5]. Außer in ihrer Oxidationswirkung unterscheiden sich die Schutzgase noch in weiteren Punkten. So ist Argon gut ionisierbar und ermöglicht deshalb einen ruhig brennenden Lichtbogen. Helium dagegen ist nur schwer ionisierbar, was zur Folge hat, dass mit einer höheren Spannung geschweißt werden muss. Ein weiterer Unterschied zwischen den Schutzgasen ist die thermische Leitfähigkeit. Argon hat eine sehr geringe thermische Leitfähigkeit, aufgrund derer sich ein heißer, stromführender Lichtbogenkern ausbildet. Helium dagegen hat eine bessere thermische Leitfähigkeit. Die Schweißnaht ist dadurch flacher und breiter ausgebildet; Bild 2-8.

33 Stand der Technik 29 Bild 2-8: Schutzgaseinfluss auf die Nahtgeometrie [5] Schweißelektroden für das Metall-Schutzgasschweiß-Verfahren Beim MSG-Verfahren kommen Massiv- und Fülldrahtelektroden mit Durchmessern zwischen 0,6 und 2,4 mm zum Einsatz [5]. Für das Schweißen von unlegierten Stählen und Feinkornstählen werden Drahtelektroden nach EN ISO eingesetzt. Diese Norm legt unter anderem die chemische Zusammensetzung für die Drahtelektroden fest. In der folgenden Tabelle 2-1 kann die chemische Zusammensetzung und die Kurzbezeichnung für die Drahtelektroden nach EN ISO entnommen werden: Tabelle 2-1 Chemische Zusammensetzung für Drahtelektroden nach EN ISO Kurzzeichen (Elementen-Auszug) Chemische Zusammensetzung C Si Mn P S Cr Mo Al G2Si 0,06-0,14 0,5-0,8 0,9-1,3 0,025 0,025 0,15 0,15 0,02 G3Si1(SG2) 0,06-0,14 0,7-1,0 1,3-1,6 0,025 0,025 0,15 0,15 0,02 G3Si2 0,06-0,14 1,0-1,3 1,3-1,6 0,025 0,025 0,15 0,15 0,02 G4Si1(SG3) 0,06-0,14 0,8-1,2 1,6-1,9 0,025 0,025 0,15 0,15 0,02 G2Ti 0,04-0,14 0,4-0,8 0,9-1,4 0,025 0,025 0,15 0,15 0,05-0,2 G2Al 0,08-0,14 0,3-0,5 0,9-1,3 0,025 0,025 0,15 0,15 0,35-0,75 G3Ni1 0,06-0,14 0,5-0,9 1,0-1,6 0,02 0,02 0,15 0,15 0,02 G2Ni2 0,06-0,14 0,4-0,8 0,8-1,4 0,02 0,02 0,15 0,15 0,02 G2Mo 0,08-0,12 0,3-0,7 0,9-1,3 0,02 0,02 0,15 0,4-0,6 0,02 G4Mo 0,06-0,14 0,5-0,8 1,7-2,1 0,025 0,025 0,15 0,4-0,6 0,02 Die Drahtelektroden aus Tabelle 2-1 können des Weiteren Anteile von Nickel, Vanadium, Kupfer, Titan und Zirconium enthalten (vgl. EN ISO 14341). Für die Anwendung der Drahtelektroden nach EN ISO sind folgende Informationen gegeben [11]: G2Si: Geeignet zum Schweißen von Baustahl unter schwach oxidierenden argonreichen Mischgasen der Gruppe M12 bis M14. G3Si1 (SG2): Geeignet zum Schweißen von Baustählen unter argonreichen Mischgasen der Gruppe M12 bis M27. Beim Schweißen mit Mischgasen aus der Hauptgruppe M3 oder CO₂ vermindert sich die Streckgrenze und Schweißgutzähigkeit.

34 Stand der Technik 30 G4Si1 (SG3)/ G3Si2: Geeignet zum Schweißen von Baustählen unter Mischgasen der Gruppe M2, M3 oder C1. G3Ni1: Hoher Nickelgehalt bewirkt eine Erhöhung der Zähigkeit. Zu empfehlen beim Schweißen von tieftemperaturzähen Stählen oder wenn besonders hohe Zähigkeit verlangt werden. G2Mo/ G4Mo: Warmstreckgrenze durch Molybdänanteile erhöht. Bei Stählen wie 16Mo3 zu verwenden. Des Weiteren hat laut Marfels-Orth das Schweißgut beim Verbindungsschweißen mit Hilfe von Lichtbogen-Schweißverfahren in der Regel, solange das Schweißgut die gleichen Eigenschaften wie der Grundwerkstoff hat, keine Auswirkungen auf die Dehnung, Festigkeit und eventuell auch die Korrosionsbeständigkeit. Die Vermischung der beiden Werkstoffe soll keine Bedeutung haben [12]. Diese Aussage wird während der Versuche dieser Arbeit überprüft Lichtbögen Beim MSG-Prozess im unteren Leistungsbereich laufen andere Lichtbogenprozesse ab als im oberen Leistungsbereich [9]. Je nach Wahl der Schweißparameter stellt sich ein in Tabelle 2-2 genannter Lichtbogen ein. Die Auswahl des zu verwendenden Lichtbogens hängt dabei von dem zu verschweißendem Material und den unterschiedlichen Anwendungen ab [5]. Tabelle 2-2: Lichtbogenarten und deren Anwendung [5]

35 Stand der Technik 31 Kurzlichtbogen Der Kurzlichtbogen ist typisch für das Schweißen mit geringer Wärmeeinbringung. Während der Lichtbogenbrennzeit werden der Grundwerkstoff sowie der Zusatzdraht aufgeschmolzen. Die Schmelze des Drahts sammelt sich an dessen Ende an, ohne dass sich ein Tropfen löst. Durch den Drahtvorschub verkürzt sich der Lichtbogen und die Schweißspannung sinkt. Anschließend kommt es durch den kontinuierlichen Drahtvorschub zu einem Kurzschluss zwischen Draht und Werkstück. Dies verursacht einen starken Anstieg der Stromstärke bei gleichzeitigem Sinken der Spannung. Der Lichtbogen erlischt dabei. Der sich am Drahtende befindende Tropfen wird dabei durch die Oberflächenspannung in das Schmelzbad gezogen und die Verbindung zwischen dem Draht und dem Schmelzbad schnürt sich stark ein. Wenn nur noch ein schmaler Steg als Verbindung übrig ist, steigt die Spannung stark an und es kommt zu einer sehr hohen Stromdichte. Hierdurch kommt es zu einer schlagartigen Verdampfung des Reststegs und der Lichtbogen zündet erneut. Da der Kurzlichtbogen durch ein ständiges Erlöschen und Neuzünden des Lichtbogens charakterisiert ist, läuft er nie spritzerfrei ab; Bild 2-9. Bild 2-9: Werkstoffübergang im Kurzlichtbogen [5] Sprühlichtbogen Unter Argon, Helium oder argon-/heliumreichen Mischgasen steigt beim Überschreiten einer bestimmten, kritischen Stromstärke die Tropfenfrequenz stark an. Dadurch wechselt der Tropfenübergang von einem kurzschlussbehafteten in einen kurzschlussfreien, feintropfigen Übergang. Die Lichtbogenlänge und auch der Strom- bzw. der

36 Stand der Technik 32 Spannungsverlauf sind sehr gleichmäßig. Die Tropfenablösung beim Sprühlichtbogen wird im Wesentlichen durch magnetische Kräfte verursacht. Diese magnetischen Kräfte sind radial nach innen gerichtet und schnüren den Draht ein. Wenn sich am Drahtende genügend flüssige Schmelze gebildet hat, reichen diese Kräfte aus, um einen Tropfen abzulösen. Da beim Schweißen mit dem Sprühlichtbogen eine größere Energie umgesetzt wird, entsteht im Vergleich zum Kurzlichtbogen, ein großes, überhitztes Schmelzbad. Der Sprühlichtbogen eignet sich besonders zum Schweißen von dicken Blechen in Wannenlage oder horizontaler Position. Die entstehende Schweißnahtoberfläche ist glatt und flach [5]. Langlichtbogen Beim Schweißen mit Kohlendioxid als Schutzgas existiert keine kritische Stromgrenze, ab der sich ein Sprühlichtbogen ausbildet. Die Erhöhung der Stromstärke führt nur zu einer geringen Zunahme der Tropfenfrequenz. Zwar kann die Anzahl der Kurzschlüsse durch eine Spannungserhöhung reduziert werden und es kommt auch zu Tropfenübergängen ohne Kurzschluss, jedoch nehmen die Tropfen ein größeres Volumen an. Dadurch kommt es zu einer starken Spritzerbildung während des Schweißens. Da auch beim Langlichtbogen mehr Energie umgesetzt wird als beim Kurzlichtbogen, ist der Einsatzbereich dem des Sprühlichtbogens gleichzusetzen. Die Schweißnahtoberfläche ist grob geschruppt und stärker überhöht als beim Kurzlichtbogen. Die fast immer erforderliche Nacharbeit, die durch die Spritzer praktisch zwingend verursacht wird, führt dazu, dass der Langlichtbogen kaum zum Einsatz kommt, sondern dass meistens ein teureres Mischgas eingesetzt wird, um einen Sprühlichtbogen zu erzeugen [5]. Impulslichtbogen Für Dünnbleche ist ein ruhiger, kurzschlussfreier Übergang wie beim Sprühlichtbogen, bei gleichzeitiger geringer Wärmeeinbringung wie beim Kurzlichtbogen, nötig. Aus diesem Grund wurde der Impulslichtbogen entwickelt. Beim Impulslichtbogenschweißen wird der Strom periodisch zwischen zwei Kennlinien umgeschaltet. Es fließen abwechselnd ein niedriger Grundstrom, der die Aufgabe hat, die Ionisation der Lichtbogenstrecke aufrecht zu erhalten, sowie ein hoher Pulsstrom, der für den Werkstoffübergang sorgt. Abhängig von den eingestellten Parametern lösen sich während der Impulsphase ein oder mehrere Tropfen ab. Die geringsten Spritzer gibt es dabei beim Ablösen von nur einem Tropfen pro Puls. Um einen kurzschlussfreien Werkstoffübergang zu ermöglichen, muss der Impulsstrom oberhalb der kritischen Stromstärke liegen. So wird kurzeitig ein Sprühlichtbogen erzeugt. Zusätzlich muss das Schutzgas mindestens 80 % Inertgasanteil aufweisen.

37 Stand der Technik 33 Durch den Impulslichtbogen lässt sich das Schmelzbad gut beherrschen, was beim Schweißen von Zwangslagen von Bedeutung ist. Zusätzlich lassen sich auch Dünnbleche so verschweißen, wobei die Nahtoberfläche mit der vergleichbar ist, die beim Sprühlichtbogenschweißen erzeugt wird [5] Beeinflussung der MSG-Schweißnaht durch die Schweißgeschwindigkeit und Drahtvorschubgeschwindigkeit Die Schweißgeschwindigkeit kann maßgeblich die Nahtform beeinflussen. Wird die Schweißgeschwindigkeit erhöht, während die anderen Schweißparameter konstant gehalten werden, so verringert diese den Nahtquerschnitt. Deswegen müssen, wenn die Nahtgeometrie beibehalten werden soll, sowohl die Schweißgeschwindigkeit als auch die Drahtgeschwindigkeit im Schweißprozess erhöht werden. Demzufolge ist die Schweißgeschwindigkeit nicht beliebig wählbar. Das Handschweißen lässt Schweißgeschwindigkeiten zwischen v s = cm min zu. Beim mechanischen Schweißen können Geschwindigkeiten von v s = cm min realisiert werden [11]. Die Drahtvorschubgeschwindigkeit ist direkt proportional zur Abschmelzleistung und steht im annähernd linearen Verhältnis zur Schweißstromstärke. Mit zunehmender Drahtvorschubgeschwindigkeit wird die Stromstärke erhöht. Dabei wird die Nahtbreite im sinnvollen Arbeitsbereich nur unwesentlich beeinflusst. Durch die erhöhte Abschmelzleistung steigt die Nahtüberhöhung an, wenn die Schweißspannung sowie Schweißgeschwindigkeit nicht ebenfalls erhöht werden [11]. Im vorhandenen Projekt wurde das Metall-Schutzgasschweißen zum einen aufgrund der industriellen Bedeutung im Blechdickenbereich von 1-3 mm und zum anderen aufgrund der längeren Temperaturzyklen im Gegensatz zum ebenfalls betrachteten WP-Schweißen ausgewählt. Die Untersuchungen zum Metallschutzgasschweißen werden im Kapitel 4.2 näher beschrieben. 2.3 DP-Stahl DP-Gefüge Unabhängig von der Art der Herstellung haben DP-Stähle ein charakteristisches Gefüge, bestehend aus einer weichen, kohlenstoffarmen ferritischen Matrixphase (α), in die eine zweite härtere, überwiegend martensitische Phase (α ) inselförmig eingelagert ist. Hierbei kann der Anteil von ferritischer Phase bis zu 90 % betragen. [13]. Zusätzlich kann der DP- Stahl kleinere Rest-Anteile von Austenit beinhalten, welche die Umformbarkeit des DP- Stahls verbessern [14].

38 Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Institut für Eisenhüttenkunde Rheinischh - Westfälische Technische Hochschule Aachen Stand der Technik 34 Der DP-Stahl gehört zu der Gruppe der Zweiphasenstähle. Dabei stellt das DP-Gefüge eine besondere Gruppe innerhalb der Vielzahl der zweiphasigen Gefüge dar. Zweiphasengefüge können n wie folgt idealisiert charakterisiert werden [15]: Duplexgefüge: Bei gleichen Gefügeanteilen und gleicher Korngröße liegen die Körner statistisch verteilt vor. Netzgefüge: Eine Phase liegt ausschließlich auf den Korngrenzen der Grundmatrix vor. Dispersionsgefüge: Es sind voneinander getrennte Partikel der zweiten Phase in der Grundphase verteilt. Grundsätzlich finden sich in dem Gefüge von DP-Stählen Charakteristika von allen drei Grundtypen: Gleiche Anzahl von Körnern der beiden Phasen wie beim Duplexgefüge; Körner der zweiten Phase liegen ausschließlich auf den Korngrenzen der Grundmatrix wie im Netzgefüge; und diese sind voneinander isoliert wie im Dispersionsgefüge [15]. In den meisten technischen Anwendungen für DP-Stähle finden sich allerdings harte martensitische Inseln mit einem Anteil von typischerweise 5-25 % in einer duktilen ferritischen Matrix. Bild 2-10 zeigt das Gefüge eines warm-gewalzten DP-Stahls. Bild 2-10: Gefüge eines warm-gewalzten DP-Stahls (Ferrit-Matrix (hell) und Einschlüssen von Martensit (dunkel)) Herstellung von DP-Stählen Ferritische Gefüge sind aufgrund ihrer geringen Kohlenstofflöslichkeit sehr weich, zeichnen sich aber gleichzeitig durch ihre hohe Zähigkeit aus. Martensitische Gefüge sind durch ihre hohe Festigkeit it und Härte charakterisiert [16]. DP-Gefüge sind eine optimierte Kombination dieser beiden Eigenschaftsprofile und können auf die erwünschten Eigenschaften konkret angepasst werden.

39 Stand der Technik 35 Die Herstellung von DP-Stählen kann entweder durch eine sogenannte interkritische Wärmebehandlung aus warm- oder kaltgewalzten Feinblechen oder durch einen kontinuierlichen thermisch-mechanischen Walzprozess erfolgen [17]. Bei der großtechnischen Herstellung von DP-Stahl mit Hilfe der sogenannten interkritischen Wärmebehandlung wird ein warm- oder kaltgewalztes Feinblech kurzzeitig soweit in den Zweiphasenbereich mit ferritischen und austenitischen Mischkristallen (α + γ) erhitzt und anschließend beschleunigt abgekühlt (siehe Bild 2-11). Während des interkritischen Glühens wird der spätere Martensitgehalt eingestellt [18; 15; 19]. Demgegenüber entstehen warmgewalzte DP-Stähle direkt aus dem letzten Warmwalzstich, der kurz vor oder sogar im Zweiphasengebiet durchgeführt wird. Durch eine kurze Haltezeit im Zweiphasengebiet wird ein ferritisch-austenitisches Gefüge eingestellt, in dem durch die anschließende beschleunigte Abkühlung der Austenitanteil in Martensit umgewandelt wird. Aufgrund der unterschiedlichen Fertigungsroute unterscheiden sich warmgewalzte und kaltgewalzte DP-Stähle vor allem ihrer Dicke und der Oberflächenqualität. Kaltgewalzte DP-Stähle eignen sich aufgrund ihrer erreichbaren Beulfestigkeit besonders für die Verwendung von gewichteinsparenden Dünnblechen, zum Beispiel für die PKW- Außenhaut. Warmgewalzte DP-Stähle werden mit Erfolg im Bereich von dickeren Blechen angewandt, so zum Beispiel für die Herstellung von Fahrwerken sowie Rädern und Stoßfängern [13]. Bild 2-11: Ausschnitt aus dem Eisenkohlenstoffdiagramm Abkühlung des DP-Stahls aus der interkritischen Erwärmung

40 Stand der Technik Vorteile der warm und kaltgewalzten DP-Stähle Warmgewalzte DP-Stähle können aufgrund ihrer Gefüge in Kombination mit der chemischen Zusammensetzung besondere Eigenschaftskombinationen bieten, zu diesen gehört: hohe Festigkeit, gute Kaltumformbarkeit, sowie sehr gute Schweißeigenschaften. Dadurch kann DP-Stahl besonders für die gewichtseinsparende Herstellung von kaltumgeformten Bauteilen eingesetzt werden. Des Weiteren ermöglicht das gute dynamische Verhalten von warmgewalzten DP-Stahl einen Einsatz in schwingungsbelasteten Bauteilen. Zusätzlich kann durch sein hohes Verfestigungsvermögen schon bei kleineren Verformungen eine starke Anhebung der Bauteilstreckgrenze ermöglicht werden [20]. Aufgrund ihrer Eigenschaften finden warmgewalzte DP-Stähle deswegen vor allem Anwendung im PKW, mit dem Ziel die Gewichtseinsparung bei gleichzeitig hoher Lebensdauer zu ermöglichen [21]. Aufgrund der genannten technologischen Eigenschaften können sich warmgewalzte DP- Stähle von anderen Stählen des sogenannten Warmbandes abheben. So weisen die DP- Stähle im Vergleich zu den herkömmlichen Tiefziehstählen (DD), sowie im Vergleich zu warmgewalzten mikrolegierten Stählen (MHZ-W), als auch warmgewalzten Ferrit- Bainitphasen-Stählen (FB-W), eine höhere Zugfestigkeit auf. Gegenüber den warmgewalzten Mangan-Bor-Stählen (MBW-W), den Kaltumformstählen (PAS), sowie den Complexphasen-Stählen (CP-W) und den Martensitphasen-Stählen (MS-W), zeichnen sich die DP-Stähle durch ihre hohe Bruchdehnung aus (siehe Bild 2-12) [13]. Bild 2-12: Vergleich von Stählen des Warmbandes bezogen auf das Verhältnis zwischen Bruchdehnung und Zugfestigkeit [13]

41 Stand der Technik Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Kaltgewalzte DP-Stähle, wie z.b. DP-K /60 + Zn, sind ebenso ideal geeignet für die Anforderungen der modernen Automobilherstellung in Bezug auf Gewichtsoptimierung und Sicherheit. Aufgrund ihrer aufeinander abgestimmten Gefügeanteile von Ferrit und Martensit verfügen sie über eine besonders attraktive Eigenschaftskombination von hoher Festigkeit, niedrigem Streckgrenzenverhältnis, guter Kaltumformbarkeit und Schweißeignung. Das hohe Verfestigungsvermögen reduziert die Gefahr örtlicher Einschnürung des Werkstoffes bei der Umformung und führt bereits bei geringen Verformungsgraden zu einer starken Anhebung der Bauteilstreckgrenze in den verformten Bereichen. Der kaltgewalzte DP-Stahl eignet sich besonders für Kaltumformungen mit hohem Streckziehanteil zur Herstellung komplexer festigkeitsrelevanter Strukturelemente und Karosserieteile. Aufgrund der hohen erreichbaren Beulfestigkeiten eröffnen kaltgewalzte DP-Stähle zudem Möglichkeiten der Gewichtseinsparung im Außenhautbereich. Durch das gute dynamische Verhalten sind DP-Stähle zudem ideal für crashrelevante Bauteile, wie beispielsweise Längsträger oder für zyklisch beanspruchte Bauteile Chemische Zusammensetzung der DP-Stähle Laut Produktinformation DP-Stähle DP-W und DP-K garantiert Thyssen Krupp Steel für den warmgewalzten DP-Stahl der Sorte DP-W 600+ZE folgende chemische Zusammensetzung: Tabelle 2-3: Chemische Zusammensetzung des warmgewalzten DP-Stahls DP-W 600+ZE (ermittelt durch Schmelzanalyse) im Auslieferungszustand [13] Chemische Zusammensetzung Stahlsorte Cr + C Si Mn P S AL Mo B DP-W 600+ZE 0,12 0,8 1,5 0,06 0,01 0,08 1 0,005 Die in dem DP-Stahl DP-W 600+ZE verwendeten Legierungsbestandteile verleihen Stählen im Allgemeinen folgende Eigenschaften [16; 22]: Kohlenstoff (Schmelzpunkt: 3540 C) besitzt die Eigenschaft, die Festigkeit des Stahls durch Mischkristall- und Ausscheidungshärtung zu erhöhen und dabei die Härtbarkeit durch Senken der kritischen Abkühlgeschwindigkeit zu gewährleisten. Silizium (Schmelzpunkt: 1414 C) ist eines der wichtigsten Desoxidationsmittel und erhöht geringfügig die Zugfestigkeit und Streckgrenze von unlegierten und niedriglegierten Stählen. Zugunsten der Verformbarkeit muss der Gehalt von Silizium unter 2 % gehalten werden, da ansonsten die Kerbschlagzähigkeit des Stahls beeinflusst wird. Um das Schmelzschweißen zu ermöglichen und um Poren und Risse zu vermeiden, sollte der Siliziumgehalt unter 0,65 % gehalten werden. Mangan (Schmelzpunkt: 1221 C) steigert die Zugfestigkeit und Streckgrenze, ohne die Zähigkeit 37

42 Stand der Technik 38 des Stahls zu vermindern. Des Weiteren senkt Mangan die kritische Abkühlgeschwindigkeit. Phosphor (Schmelzpunkt: 44 C) vermindert schon in geringen Mengen die Verformungseigenschaften von Stahl, zudem führt ein Phosphorgehalt größer als 0,06 % hinsichtlich des Schweißprozesses zu einer unzulässigen Versprödung. Schwefel (Schmelzpunkt: 118 C) besitzt eine sehr niedrige Lösbarkeit in Eisen, weswegen es zu den seigernden Elementen gezählt wird. Des Weiteren führen Einschlüsse aus Eisensulfid in Temperaturbereichen von 800 bis 1000 C zur Warmbrüchigkeit und oberhalb von 1200 C zur Heißbrüchigkeit. Besonders beim Schweißprozess kann dies zu interkristalliner Rissbildung führen. Durch die Zugabe von Mangan können, durch seine hohe Affinität gegenüber Schwefel, diese Auswirkungen vermindert werden. Chrom (Schmelzpunkt: 1920 C) dient als Legierungselement der Herabsetzung, der für die Martensitbildung nötigen kritischen Abkühlgeschwindigkeit (siehe Kapitel 2.3.2). Des Weiteren erhöht Chrom sowohl die Zugfestigkeit, als auch die Streckgrenze von Stahl und steigert dessen Einhärtbarkeit, ohne dabei die Zähigkeit des Stahls zu senken. Mit Chromgehalten ab ca. 1 % kann die Warmfestigkeit verbessert werden. Jedoch ist beim Schweißen von Stählen mit hohem Chromgehalt die hohe Aufhärtung innerhalb der WEZ zu beachten. Aluminium (Schmelzpunkt: 658 C) dient in der Metallurgie der Desoxidation des Stahls und wirkt sich positiv auf die Festigkeit und Zähigkeit aus, in dem es die Feinkörnigkeit des Stahls fördert. Molybdän (Schmelzpunkt: 2622 C) steigert die Härtbarkeit und die Warmfestigkeit eines Stahls. Bor (Schmelzpunkt: 2300 C) kann schon in geringen Mengen sehr starke Kornfeinerung bewirken Grundsatz für das Schweißtechnische Verarbeiten von DP-Stählen DP-Stähle sind für das schweißtechnische Verarbeiten sowohl manueller als auch automatisierter Art aufgrund ihres feinkörnigen Gefüges und ihres geringen C-Gehaltes relativ gut geeignet. Hierbei wird für die schweißtechnische Verarbeitung des DP-Stahls die Einhaltung der Vorgaben des Verein Deutscher Eisenhüttenleute (VDEh) für das schweißtechnische Verarbeiten von Feinkornbaustählen vorgeschrieben. [20] Laut VDEh wird die Tragfähigkeit der Schweißverbindung durch die mechanischtechnologischen Eigenschaften von Grundwerkstoff, WEZ, und Schweißgut beeinflusst. Um beim Fügen von Feinkornbaustählen (Stähle mit Kohlenstoffanteil < 0,2 %) die Tragfähigkeit der Schweißverbindung sicherzustellen, wird in der Richtline SEW 088 die Berücksichtigung folgender Gesichtspunkte empfohlen [23]: Schweißverfahren: Bevorzugt Widerstandspunktschweißen, Lichtbogenhand-, Unterpulver- und Schutzgas-Schweißverfahren aufgrund ihrer guten Temperaturführung.

43 Stand der Technik 39 Schweißnahtvorbereitung: Üblicherweise durch spanabhebende Bearbeitung oder durch thermisches Schneiden. Nach dem thermischen Schneiden sind die Schnittflächen zunderfrei zu schleifen und sollten einer Oberflächen-Rissprüfung unterzogen werden. Desweiteren dürfen die Nahtfugen-Flanken kein Rost, Zunder oder Verunreinigungen aufweisen. Schweißzusätze und -Hilfsstoffe: Schweißzusätze sind so auszuwählen, dass die Eigenschaften des Schweißgutes in der Schweißverbindung den gestellten Forderungen genügen. Ferner müssen Art und Umfang etwaiger Glühbehandlungen berücksichtigt werden. Um Kaltriss-Sicherheit zu gewährleisten sind Schweißzusätze zu verwenden, die im Vergleich zum Grundwerkstoff keine unnötig hohe Festigkeit im Schweißgut ergeben. Riss-Sicherheit: Terrassenbrüche an T-Stößen und Eckverbindungen sind durch konstruktive und schweißtechnische Maßnahmen zu vermeiden. Abhängig von der chemischen Zusammensetzung des Grundwerkstoffes und des Schweißgutes sowie von der Erzeugnisdicke, vom Wasserstoffgehalt des Schweißgutes, von der Intensität der Wärmeeinbringung beim Schweißen und vom Eigenspannungszustand, kann ein Vorwärmen notwendig werden. Einfluss der Schweißverbindungen auf die mechanischen Eigenschaften von Schweißverbindungen: Der Temperatur-Zeitverlauf des Schweißprozesses ist zu analysieren (siehe folgendes Kapitel). Die Abkühlzeiten beim Schweißen sollten zwischen 10 bis 25 Sekunden liegen Beeinflussung der Schweißnaht und der WEZ durch die Abkühlgeschwindigkeit Bei der Verbindung von Werkstoffen mit Hilfe von Schweißverfahren wird, mit Ausnahme weniger Schweißverfahren, Wärme in die zu verbindenden Werkstoffe eingebracht. Diese Wärmeenergie kann, wie im Fall des MSG-Schweißverfahrens, über einen Lichtbogen in das Material eingebracht werden [16]. Bild 2-13 kann die Temperaturverteilung am Beispiel eines unlegierten, niedrig gekohlten Stahls entnommen werden.

44 Stand der Technik 40 Bild 2-13: Zuordnung von Gefügebereichen der WEZ zu dem Fe-Fe 3 C-Diagramm eines unlegierten niedrig gekohlten Stahls [16; 11] Nach Lohrmann können von ca. 55 %, der durch die Stromquelle aufgebrachten Energie, nur 11% für das Aufschmelzen des Grundwerkstoffs genutzt werden. Die restlichen vier Fünftel werden über den Grundwerkstoff abgeleitet. Hierdurch entsteht ein Bereich in dem Grundwerkstoff, nahe der Schweißnaht, der durch diese Wärmeenergie beeinflusst wird. Diesen Bereich bezeichnet man als Wärmeeinflusszone (WEZ). Diese ist dadurch gekennzeichnet, dass sie unmittelbar an die aus dem schmelzflüssigen Zustand erstarrte Schweißnaht angrenzt [24]. Sie entsteht durch das Aufheizen des Werkstoffes auf unterschiedliche Temperatur-Maxima mit anschließender Abkühlung von diesen Temperaturen. Hieraus resultieren Eigenschaftsänderungen im Metall. Besonders niedriglegierte und unlegierte Stähle sind aufgrund ihrer Umwandlungsfähigkeit gegenüber Wärmebeeinflussungen besonders empfindlich [16]. Für die WEZ von Feinkornbaustählen ist von Bedeutung wie schnell sie nach dem Schweißen abgekühlt werden. Hierfür wird der Temperatur-Zeit-Verlauf bzw. der Temperaturzyklus betrachtet [25]. Nach Degenkolbe haben die während des Schweißens auftretenden Temperaturzyklen bzw. der Zeit-Temperatur-Verlauf maßgebenden Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften im Schweißgut, sowie in der WEZ. Dabei sind die Temperaturzyklen ihrerseits von den Schweißbedingungen, wie z.b. Lichtbogenspannung, Schweißstrom, Schweißgeschwindigkeit, Arbeitstemperatur, Blechdicke, Schweißverfahren und Nahtform abhängig. [26] Der Temperatur-Zeit-Verlauf kann am besten mit Zuhilfenahme der Abkühlzeit t 8 5 veranschaulicht werden (siehe Bild 2-14). Dabei wird die Zeit gemessen, die eine

45 Stand der Technik 41 Schweißraupe zur Abkühlung von 800 C auf 500 C benötigt. Dieses Zeit- bzw. Temperaturintervall wurde gewählt, da in diesem Bereich die wichtigsten Gefüge- Umwandlungen ablaufen [16]. Bild 2-14: Abkühlzeit t 8 5 einer Schweißverbindung am Temperatur-Zeit-Verlauf Mit zunehmender Abkühlzeit t 8 5 nehmen die Höchstwerte der Härte in der WEZ ab. Dies bedeutet für den Fall, dass ein maximaler Wert für die Härte in der WEZ angegeben ist, eine bestimmte Abkühlzeit beim Abkühlen der Naht nicht unterschritten werden darf. Andererseits werden mit zunehmender Abkühlzeit t 8 5 eine Verringerung der Kerbschlagarbeit sowie ein Anstieg der Übergangstemperatur der Kerbschlagarbeit der WEZ hervorgerufen. Laut VDEh haben sich für Feinkornstähle Abkühlzeiten von t 8 5 = s bewährt. [23] Als Untersuchungsmaterial wurden in Abstimmung mit dem PA je ein kalt- und ein warmgewalzte DP-Stahl gewählt: DP-K 34/60+Z mit einer Blechdicke von 1,5 mm und DP- W600+ZE 75/75 mit einer Blechdicke von 2,5 mm. Diese Stähle können mit den beiden oben beschriebenen Schweißverfahren geschweißt werden. Das dünnere kaltgewalzte Blech mit einer Wandstärke von 1,5 mm wird in diesem Projekt für das Widerstandspunktschweißverfahren verwendet, da diese Stärke im bevorzugten Verwendungsbereich für dieses Verfahren liegt. Das dickere warmgewalzte Blech mit einer Wandstärke von 2,5 mm wird für das MSG-Schweißverfahren verwendet. Die im Vergleich zum WP-Schweißen höhere Wärmeeinbringung wird hier nur geringen Verzug zur Folge haben. Die Ermittlung der für die Simulation notwendigen thermophysikalischen Eigenschaften beider Metalle wurde durchgeführt. Folgende Parameter wurden hierbei gemessen: Temperaturleitfähigkeit (a) nach dem Laser-Flash-Verfahren, spezifische Wärmekapazität (cp) mittels DSC nach der Vergleichsmethode, Längenausdehnungskoeffizienten mittels

46 Stand der Technik 42 Dilatometer, Dichte (p) nach der Auftriebsmethode, Berechnung der Wärmeleitfähigkeit (λ). Die Bestimmung der Temperaturleitfähigkeit und der spezifischen Wärmekapazität cp wurden bei 20, 200, 400, 600, 800, 1000, 1200 und 1450 C durchgeführt. Die Ermittlung der Wärmeleitfähigkeit erfolgte nach der Gleichung λ = a * cp * ρ, (Anhang A.1).

47 Problemstellung und Zielsetzung 43 3 Problemstellung und Zielsetzung Moderne hochfeste Mehrphasenstähle wie DP- (Dualphasen) oder TRIP- (Transformation Induced Plasticity) Stähle bieten ein enormes Leichtbaupotential und werden zunehmend in der Automobilindustrie eingesetzt. Die gute Festigkeit dieser Stähle hat starke Auswirkungen auf die strukturelle Integrität und auf die geometrische Genauigkeit der Gesamtkonstruktionen. Allerdings ist ihre komplexe Mikrostruktur anfällig gegenüber thermischen und thermomechanischen Behandlungen, wie sie beim Schweißen zwangsläufig enthalten sind. Im Projektverlauf soll der Schwerpunkt auf dünne Bleche für Automobilanwendungen gelegt werden, wobei die Erkenntnisse gegebenenfalls später für weitere Arbeiten zu Rohren genutzt werden sollen. Die Vorhersage des sich beim Schweißen einstellenden Gefüges, sowie der mechanischen Eigenschaften hat daher eine hohe Priorität für die erweiterte Anwendung dieser Stähle im automobilen Leichtbau. Makro- und mikroskopische Gefügeuntersuchungen, sowie Härteuntersuchungen sollen die Erfassung des Einflusses des Thermozyklus auf die Gefügebildung in der WEZ ermöglichen. Weiterhin werden fraktografische Untersuchungen zur Feststellung von Auffälligkeiten in der Bruchfläche durchgeführt. Ziel des Forschungsvorhabens ist die Entwicklung einer experimentell-simulation basierten Methode zur Beschreibung und Vorhersage des Umwandlungsverhaltens und der mechanischen Eigenschaften beim Schweißen von DP-Stählen. Ausgangsbasis hierfür ist die Simulation der Phasenumwandlungen während des Aufheizens und der Abkühlung mithilfe der Phasenfeldmethoden, wie sie im kommeriellen Programm MICRESS implementiert ist. Dabei werden die für Schweißprozesse (Punktschweißen, MSG- Schweißen) typischen Aufheiz- und Abkühlbedingungen berücksichtigt, um die Gefügezusammensetzung in der WEZ zu berechnen. Weiterhin sollen experimentelle und numerische Methoden zur Bestimmung der entsprechenden Modellparameter erarbeitet werden. Die vorgestellte Methode für die Berechnung der Phasenanteile kann durch Dilatometriedaten kalibriert werden, die mit experimentell relativ einfach zu realisierenden Versuchsparametern gewonnen werden. Nach der Kalibrierung können die Daten für andere Aufheiz- und Abkühlbedingungen rechnerisch ermittelt werden. Als Schweißverfahren werden MSG- und Widerstandspunktschweißen untersucht. Zur Prozessimulation des MSG-Schweißens wird am ISF das Tool SimWeld verwendet, für WPS-Schweißen wird ein eigenes Tool ResSpotWeld entwickelt werden. Eine Sensitivitätsanalyse zur Bewertung der Genauigkeit der berechneten Temperaturkurven und der Gefügeberechnungen ist im Rahmen dieses Projektes nicht vorgesehen.

48 Problemstellung und Zielsetzung 44 Die Ermittlung mechanisch-technologischer Kennwerte basiert auf einem Modell zur Beschreibung einphasige Gefügezustände. Für einphasige Werkstoffzustände sind die Kennwerte in einem analytischen Modell vorhanden, die mit der FE-basierten Methode der repräsentativen Volumenelemente (FE-RVE) für mehrphasige Gefüge kombiniert werden. Die mechanisch-technologischen Charakteristika der Schweißverbindung können so kommerziellen FEM-Berechnungsprogrammen zur Verfügung gestellt werden. Nach Festlegung geeigneter Schweißparameter werden Scherzugprüfungen durchgeführt. An metallografischen Schliffen wird die Gefügestruktur untersucht und ermittelt, in wie weit verschiedene Thermozyklen zu einer Veränderung der Gefügezusammensetzung in der WEZ führt. Die entwickelte Methode erfasst die relevanten Werkstoff- und Prozesseinflussgrößen. Die mechanisch-technologischen Kenngrößen können zukünftig weiter an makroskopische Schweißprozessmodelle weiter gegeben werden, um die Eigenspannungen und den Verzug von Konstruktionen aus verschweißten Dünnblechen zu bestimmen. Die zu formulierenden mikromechanischen Modelle können die Entwicklung der Gefügeumwandlung insbesondere bei hohen Temperaturen berücksichtigen und damit das Verhalten des Werkstoffs beim Schweißen hinsichtlich der Verfestigung und der plastischen Verformung wiedergeben. Allerdings waren diese Optionen nicht mehr Inhalt des Projektes, stattdessen wurden die Voraussetzungen dafür geschaffen. Inzwischen wurde die Phasenfeldmethode soweit entwickelt, dass sie grundsätzlich für eine thermodynamisch basierte Gefügemodellierung von schweißnahen Prozessen geeignet ist. Diese Methode nutzt eine thermodynamische Datenbank, in der alle relevanten Modellparameter als Funktion der chemischen Zusammensetzung abgelegt sind. Als methodische Vorgehensweise zur Modellierung der Phasenumwandlung wird daher in Absprache mit dem projektbegleitenden Ausschuss eine zweistufige Vorgehensweise vorgeschlagen, die auf einer generalisierten und rechenintensiven Simulation zur Generierung von Daten für eine anschließende schnelle Simulation mit Hilfe von effektiven Umwandlungsmodellen basiert. Diese Methodik hat den Vorteil, dass die teure und zeitintensive thermodynamisch basierte Gefügemodellierung in der Vorbereitungsphase nur einmal durchgeführt werden muss und anschließend in der Struktursimulation vereinfachte und schnelle Werkstoffmodelle angewandt werden. Diese Methodik besteht aus mikrostrukturbasierten Phasenfeld-Simulationen zur Bestimmung der Umwandlung bei repräsentativen Heiz- und Kühlraten, sowie aus einer Modellreduktion zur Formulierung eines geschlossenen Ansatzes, der in einer einfachen Formulierung die Ergebnisse der Mikrostruktur-Simulation zusammenfasst und als Grundlage für die Parameteranpassung des Umwandlungsmodells im FE-basierten Prozessmodell dient. Für die Phasenfeld-Rechnungen wird das kommerzielle Programm

49 Problemstellung und Zielsetzung 45 MICRESS genutzt, wogegen für die makroskopischen Rechnungen zur Simulation der Wärmeverteilung und der Schweißnahtgeometrie SimWeld, bzw. ResSpotWeld und zur Simulation des Schweißprozesses in einer Konstruktion das Programm SYSWELD verwendet werden. Durch diese Forschung wird die Entwicklung von einfachen, experimentellen und numerischen Methoden zur Ermittlung der Modellparameter für Mehrphasen-Stähle, sowie die Durchführung von Experimenten und FEM-Analysen zur Verifikation der Modelle zu Phasenumwandlungen, angestrebt. Dabei sind folgende Ziele zu erreichen: Vorhersage der Temperaturfelder, der Gefügeentwicklung und der resultierenden Fließkurven der Schweißverbindung für DP-Stahl Berücksichtigung der für Schweißprozesse typischen Aufheiz- und Abkühlbedingungen (Metallschutzgas-, Widerstandspunktschweißen); s.o. Erarbeitung von experimentellen Methoden zur Ermittlung der Modellparameter sowie empirische und numerische Validierung der Modelle Innovativer Beitrag der angestrebten Forschungsergebnisse Voraussetzung für quantitative Verzugs- und Eigenspannungssimulation reduzierter Aufwand für die Kennwertermittlung bei neuen Werkstoffen Aufgabenverteilung Die Aufteilung der Arbeiten erfolgte zu gleichen Teilen auf die Forschungsstelle 1 (ISF Aachen) und die Forschungsstelle 2 (IEHK Aachen), wobei im Sinne des Synergieeffektes jeder Projektpartner seine spezifischen Kenntnisse in die Arbeiten hat einfließen lassen. Gemäß der mit dem projektbegleitenden Ausschuss abgestimmten methodischen Vorgehensweise ergeben sich nunmehr folgende Arbeitsschwerpunkte ISF Schweißversuche und Auswertung - MSG Schweißverfahren - WP Schweißverfahren Ermittlung der Thermozyklen während des Schweißens Simulation des Temperaturverlaufs beim Schweißen - SimWeld für MSG - ResSpotWeld für WP Zugversuche und Analyse der Schadensmechanismen mittels mikroskopischer Methoden

50 Problemstellung und Zielsetzung 46 IEHK Modellierung der Phasenumwandlungen in DP-Stählen während des Schweißens mittels Phasenfeldmethode auf Gefügeebene (MICRESS ) sowie mittels FE- Methode auf Makroebene (Sysweld) Dilatometer-Versuche und Gefügeanalyse Analyse der lokalen mechanischen Eigenschaften mittels Härtemapping Modellierung der mechanischen Eigenschaften (Fließkurve) und Simulation von technologischen Versuchen von Schweißproben (freier Kopfzug- und Scherzugversuch)

51 Experimentelle Untersuchungen 47 4 Experimentelle Untersuchungen 4.1 Untersuchung zum Widerstandspunktschweißen Versuchsanlage Die Untersuchung wurde an einem industriellen Schweißroboter der Firma KUKA vom Typ KR200-2 mit einer Traglast von 200 kg ausgeführt. Die Bedienung des Roboters erfolgt mittels eines Control-Panels. Am Roboter ist eine Mittelfrequenzschweißpunktzange der Firma NIMAK vom Typ ModulGun angeflanscht. Die Zange ist eine C-Bauform, die Elektrodenarme sind in Aluminiumplatten-Ausführung mit maximal zulässiger Elektrodenkraft von 7kN. Der Trafo wurde vom Unternehmen Bosch Typ PSG6130 hergestellt. Die maximale Leistung des Transformators betrug 130 kva. Der Zangenantrieb erfolgt pneumatisch. Die Kommunikation läuft über Interbus. Die Einstellung der Schweißparameter erfolgte über eine MFDC-Schweißstromsteuerung (1000Hz) der Firma Harms und Wende vom Typ GeniusHWI. Die Stromquelle arbeitet nach dem Prinzip der Konstant-Stromregelung (KSR). Die Nennleistung des Inverters beträgt 70kVA bei 20% Einschaltdauer. Als Schweißelektroden wurden bei den Schweißversuchen zum Punktschweißen CuCrZr- Elektrodenkappen der Form G16 nach DIN ISO 5821 mit einem Kontaktradius der Elektrodenarbeitsfläche von 6 mm eingesetzt. Inverter und Transformator wurden mit 6 l/min wassergekühlt, ein Temperaturschalter überwachte die Temperatur der Transformatoren und unterbrach notfalls das Schweißprogramm. Die Durchflussmenge des Kühlkreislaufs der Elektrodenkappen und Arme betrug 3,5 l/min, dieser auch für die Temperaturverhältnisse während der Schweißung und die Abkühlgeschwindigkeiten wichtige Wert wurde ständig durch einen mechanischen Durchflussmesser überwacht. Transformator und Elektroden werden in getrennten Kreisläufen gekühlt. Bild 4-1 zeigt den Versuchstand mit einem Teil der Fräseinrichtungen. Die gesamte Schweißanlage repräsentiert eine Konfiguration von hoher industrieller Relevanz.

52 Experimentelle Untersuchungen 48 Bild 4-1: Versuchseinrichtung für WPS Bestimmung von Prozessparameterfeldern Nach dem Wunsch der PA-Mitglieder wurden industriell relevante Schweißversuchsparameter identifiziert. Als Verbindungsart für die WPS-Verfahren der Überlappstoß verwendet. Mit den im Stahl-Eisen-Prüfblatt [27] festgelegten Prüfmethoden soll die Eignung von Stahlblechen für das Fügeverfahren Widerstandspunktschweißen ermittelt werden. Dieses Prüfblatt gilt für die Prüfung der Fügeeignung zum zweiseitigen Widerstandspunktschweißen von Feinblechen aus Stahl bis zu einer Einzelblechdicke von 3 mm. Der Blechzuschnitt hat unter Berücksichtigung der Walzrichtung zu erfolgen. Die Versuche zur Ermittlung des Schweißstrombereichs und der Elektrodenstandmenge sind jeweils mit neuen startgefrästen Punktschweißelektroden durchzuführen. Um die Schweißbereiche zu ermitteln wird vorzugsweise die Meißelprüfung verwendet. Für die Meißelprüfung werden zwei Blechstücke in den Maßen 45 mm x 45 mm mit 40 mm Überlappung durch einen einzelnen Schweißpunkt mittig ohne Nebenschluss verbunden. Die Walzrichtung muss nicht berücksichtigt werden. Für die Bestimmung des Schweißstrombereiches des zu prüfenden Stahls sind neue startgefräste wie oben Elektrodenkappen zu verwenden. Die Proben wurden vor dem Schweißen mit Alkohol gereinigt. Anhand der Versuchsschweißungen sollten geeignete Parameterfelder ermittelt werden.

53 Experimentelle Untersuchungen 49 Als Anhaltswerte für die Schweißlinsendurchmesser wurden die Richtwerte für das Widerstandspunktschweißen von Stählen aus dem DVS-Merkblatt 2902 übernommen. Als ein unterer Grenzwert des Schweißlinsendurchmessers sollte ein Mindestwert von d pmin = 4 min nicht unterschritten werden. Da die Schweißteile eine Einzeldicke von t = 1,5 mm haben, wurde ein Punktdurchmesser von mindestens 4,9 mm angestrebt. Die Bestimmung der Punktdurchmesser in Abhängigkeit von Stromstärke und Stromzeit erfolgte an Einzelpunktschweißungen. Die Schweißparameter Elektrodenkraft (F E ), Vor- und Nachhaltezeit wurden bei den Schweißversuchen konstant gehalten. Verändert wurden die Schweißstromstärke (I S ) und die Stromzeit (t S ), um Punktdurchmesser bei verschiedenen langen Stromzeiten zu erarbeiten. Ausgehend vom Schweißstrom 3,0 ka werden je zwei Proben pro Stromeinstellung geschweißt. Der Schweißstrom wurde in festgelegten Schritten um 0,2 ka erhöht, wobei die untere Grenze der Verbindungsbildung (4 ) bzw. die Spritzergrenze festgelegt wurden. Anhand der gewonnenen Daten der ausgewerteten Schweißproben konnte der Punktdurchmesser in Abhängigkeit von Stromstärke und Stromzeit erstellt werden; Bild 4-2. Darin sind die gemessenen Punktdurchmesser in Abhängigkeit von der Schweißstromstärke und der Stromzeit dargestellt. Unter den aufgetragenen Minimalwerten des Schweißpunktdurchmessers kommt es zu keiner ausreichenden Verbindung der Schweißteile. Man spricht von einer Haftschweißung. Die eingetragenen, maximal erreichbaren Durchmesser bis zur Spritzerbildung grenzen das Diagramm nach oben ab. Die weitere Erhöhung von Schweißstrom und/oder der Stromzeit, mit dem Ziel die nicht verschweißten Zonen aufzuschmelzen, führt zu einer Überhitzung und damit zu Schweißspritzern. Bereits ab 340 ms war eine leichte Spritzerbildung erkennbar. Die Spritzerbildung trat jedoch nur zwischen den Blechen auf. Im Bereich von 7 ka bis 9 ka konnten in Abhängigkeit der gewählten Stromzeiten ausreichende Punktdurchmesser von 5,09 bis 7,6 mm Durchmesser erzielt werden. Bild 4-2 zeigt Punktdurchmesser in Abhängigkeit von Stromstärke und Stromzeit.

54 Experimentelle Untersuchungen 50 Bild 4-2: Punktdurchmesser in Abhängigkeit von Stromstärke und Stromzeit bei einer Elektrodenkraft von 3 kn. Die Linsenbildung in Abhängigkeit von der Stromzeit zeigt Bild 4-3. Die Schweißungen wurden bei einer Stromstärke von 7 ka ausgeführt und jeweils die Stromzeit variiert. Die erste Verbindungsbildung ist nach 200 ms erkennbar. Die Linsenbreite vergrößerte sich mit ansteigender Stromzeit. Bild 4-3: Makroschliffe von Widerstandspunktschweißungen in Abhängigkeit der Stromzeit Verwendetes Grundmaterial Als Grundwerkstoff für Widerstandspunktschweißen werden Bleche mit einer Materialdicke von 1,5 mm aus dem Werkstoff DP-K 34/60+ZN (gemäß Stahlschlüssel) verwendet. DP- Stähle gelten als gut geeignet zum Widerstandspunktschweißen [28]. Bei diesem Werkstoff handelt es sich um einen DP-Stahl mit 0,09 % Kohlenstoff und 1.24 % Mangan, die mittels Funkenspektralanalyse festgestellte Legierungszusammensetzung ist in Tabelle 4-1angegeben.

55 Experimentelle Untersuchungen Tabelle 4-1: Chemische Zusammensetzung des warmgewalzten DP-Stahls DP-K 34/60+Z Chem.El Steel C Si Mn Cr Mo Al DP-K 34/60+Z Des Weiteren sind geringe Konzentrationen anderer Elemente in dem Stahl enthalten (siehe Datenblatt Chemische Analyse DP-K 34/60+Z (Anhang A.2). Die Analyse hat ergeben, dass das bereitgestellte Material den Vorgaben entspricht. Dieser Stahl zeichnet sich durch eine sehr gute Schweißeignung aus. Dieser Stahl ist elektrolytisch zinkbeschichtetes Feinblech (Zn). Die Eigenschaften von kaltgewalztem Band im Vergleich zu Warmband liegen in einer besseren Oberflächenqualität, einem guten Umformverhalten, engeren Toleranzen und geringeren Dicken. Als Anwendungsgebiet kommt der Stahl zum Einsatz in der Automobilindustrie (verschiedene Karosserieaußen- und -innenteile, einschließlich Türen, Hauben und Deckel), der Hausgeräteindustrie (Gehäuse für Kühlschränke, Kühltruhen, Kühltheken, Dunstabzugshauben) und in der Bauindustrie (Akustikdecken, Türzargen, Metalltüren). Des Weiteren können der Produktinformation von Thyssen Krupp Steel Information zu den mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten DP-Stahls DP-W 600+ZE entnommen werden. Es werden folgende mechanische Eigenschaften für elektrolytisch verzinkte Bleche des Stahls DP-W 600+ZE garantiert: Tabelle 4-2: Tabelle Mechanische Eigenschaften des DP-600 [13] Stahlsorte Mechanische Eigenschaften min. Streckgrenze Zugfestigkeit [MPa], [MPa] max. Zugfestigkeit, [MPa] DP-W 600+ZE min. Bruchdehnung, % Um die exakten mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten DP-Stahls die im Projekt verwendeten Materialcharge zu ermitteln, wurden am Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Zugversuche an drei Proben des Grundmaterials durchgeführt. Das Ergebnis des Versuchs ist in folgendem Spannungs-Dehnungs-Diagramm zu ersehen: 51

56 Experimentelle Untersuchungen 52 Spannung Bild 4-4: Spannungs-Dehnungs-Diagramm aus Zugversuchen an drei Proben des Grundmaterials DP-K 34/60+Z Schweißversuche Einstellungen am Schweißroboter Zugversuche Grundwerkstoff: DP-K 34/60+Z DP-K34/60+Z (1. Probe) Dehnung [%] Die aufbauend auf den Schweißvorversuchen ermittelten optimalen Parameter für den Überlappungsstoß sind in Tabelle 4-3 zu entnehmen. Die Prozessparameter wurden während der Vorversuche hinsichtlich der Schweißpunkte optimiert. Die verwendeten Elektrodenkräfte betrugen 3 kn. Grund für die Wahl dieser Elektrodenkraft war die Vermeidung der Spritzerneigung. Zwar begünstigen höhere Elektrodenkräfte durch den großen Elektrodeneindruck die Entstehung von Ausknöpfbrüchen. Schweißversuche unter Verwendung deutlich niedrigerer Elektrodenkräfte und der Tolerierung von starken Spritzern führten aber auch hier nicht zum Versagen im Ausknöpfbruch. Lediglich bei Punktdurchmessern unter 4 mm kam es zum Versagen im Scherbruch. Tabelle 4-3: Prozessparameter für das Widerstandspunktschweißen von DP-K 34/60+Z F EI [kn] Vorhaltezeit [ms] Pulse 1 I S1 [ka] t S1 [ms] 200 WP1 7 WP2 380 WP WP WP WP6 380 WP WP8 340 Pause [ms] 60 Pulse 2 I S2 [ka] 3.5 4,5 t S2 [ms] 380 Nachhaltezeit [ms] 300

57 Experimentelle Untersuchungen 53 Es sollen mit Hilfe von Schweißversuchen, in Verbindung mit den 8 Prozessparameter- Kombinationen, die Thermozyklen aufgenommen (Kapitel ) und desweiteren Zugproben für meachanisch-technolgische (Kapitel 4.1.5) und Proben für metallographische Untersuchungen (Kapitel ) hergestelllt werden. Die in der Tabelle dargestellten Schweißparameter wurden ausgewählt, um den Einfluss von unterschiedlichen Stromstärken, Pulsdauern und Nachwärmimpulsen auf die Gefügeausbildung des Schweißpunktes und die resultierenden mechanischen Eigenschaften zu untersuchen Schweißversuche zur Ermittlung von Thermozyklen Im Rahmen von Vorversuchen werden die oben genannten Parameter-Kombinationen aus Schweißstrom I S und Impulszeit t S auf die Qualität der Schweißnähte untersucht. Während der Vorversuche werden die Temperatur-Verläufe des Schweißprozesses über Thermoelemente, die in vier unterschiedlichen Abständen von der Schweißpunktmitte platziert sind, dokumentiert und später analysiert. Zur Ermittlung der Thermozyklen der Schweißnähte wurden vor dem Schweißprozess entlang des Schweißpunktradius vier NiCr-Ni-Thermoelemente des Typs K (Temperaturbereich: T = C) positioniert. Die Thermoelemente werden von oben auf die zu fügenden Bleche geschweißt (siehe Bild 4-5). Die Thermoelemente folgen in einem Abstand von 2-3 mm aufeinander. In folgender Abbildung ist das Schema der Thermoelementen-Positionierung dargestellt: Bild 4-5: Schema der Positionierung der Thermoelemente entlang des Schweißpunktradius: SG - Schweißgut, WEZ - Wärmeeinflusszone, GM - Grundmaterial Mit den vier Thermoelementen wurden die Temperatur-Verläufe in den verschiedenen Bereichen des Schweißpunkts gemessen: SG-WEZ, WEZ, WEZ-GM, GM. Es konnten hierbei Thermozyklen folgender Art ermittelt werden:

58 Experimentelle Untersuchungen 54 T. C 1000 SG-WEZ WEZ WEZ-GM 400 GM t, s Experiment Bild 4-6: Thermozyklen der Blechoberfläche in den verschiedenen Bereichen des Schweißpunkts (Versuch WP1; F EI =3 kn, t S =200 ms, I S =7 ka) Dem Zeit-Temperaturverlauf-Diagramm können die Thermozyklen der Blechoberfläche in den verschiedenen Bereichen des Schweißpunkts entnommen werden. Charakteristisch für die Thermozyklen sind der schnelle Anstieg der Temperaturen bis zum Temperaturmaximum T max und die schneller verlaufenden Abkühlphasen, die das zur Bewertung des Temperaturverlaufes notwendige Zeitintervall t 8/5 enthält. Bild 4-6 gibt die Thermozyklen des Schweißprozesses mit einem Schweißstrom von I S =7 ka und einer Impulszeit von t S =200 ms wieder. Eine Übersicht der Thermozyklen aller Schweißprozesse aus dieser Versuchsreihe können dem Anhang A.3 entnommen werden Ergebnis der Thermozyklus-Messungen In der Auswertung der Thermozyklen aller Prozesse zeigt sich, dass die Abkühlzeit t 8/5 im Bereich s eingehalten werden konnte. Desweiteren wird ersichtlich, dass die maximale Temperatur im Bereich SG-WEZ, welches am nächsten an dem Nahtzentrum liegt, über alle Schweißprozesse gesehen, eine Temperatur von T max =1153 C für Einimpulsprozess und T max =1124 C für Zweiimpulsprozess nicht überschreitet. Die Prozessparameter und die sich daraus im Schweißprozess ergebenden Temperaturparameter für das Thermoelement im Gebiet SG-WEZ, WEZ, WEZ-GM und GM aller Versuche können folgender Tabelle entnommen werden.

59 Experimentelle Untersuchungen 55 Tabelle 4-4: Abkühlzeiten und maximale Temperaturen an den Thermoelementen Ver. Nr. Thermoelement SG-WEZ Temperaturparameter Thermoelement WEZ Thermoelement WEZ-GM Thermoelement GM t 8/5 [s] T max [ C] t 8/5 [s] T max [ C] t 8/5 [s] T max [ C] t 8/5 [s] T max [ C] 1 0, x 593 x 358 x , x 723 x 546 x , x 608 x 301 x , x 773 x 532 x x 755 x 548 x 353 x , , x 458 x , x 709 x 491 x , x 706 x 462 x 302 x : 800 C wurden an diesem Messpunkt nicht erreicht, somit kann t 8/5 nicht ermittelt werden Erstellung der Materialproben Zur Erstellung der Proben für die mechanisch-technologischen Materialuntersuchungen, sowie für die metallographischen Analysen, wurden in einem weiteren Schritt jeweils zwei Bleche mit den Abmaßen von H = 100 mm und L = 150 mm mit Hilfe des Schweißroboters zusammengefügt. Für den Fügeprozess wurden dieselben Prozessparameter wie für die Versuche zur Ermittlung der Thermozyklen verwendet Statische Zugversuche Die Auswertung der Schweißversuche anhand von mechanisch-technologischen Prüfungen bzw. metallografischen Untersuchungen erfolgte in Anlehnung an das DVS- Merkblatt Üblicherweise werden statische Zugversuche an Widerstandspunktschweißungen in Form von Scher- und Kopfzugversuchen durchgeführt; Bild 4-7.

60 Experimentelle Untersuchungen 56 Bild 4-7: Von links: Freier Scherzugversuch und Kopfzugversuch Obwohl durch Probengeometrien und Belastungsrichtung bei Kopf- und Scherzugversuch Kräfte nur in Blechebene oder senkrecht dazu wirken sollen, kommt es aufgrund der Verformung der Proben nahezu immer zu einer nennenswerten Mischbeanspruchung. Außerdem finden Probengeometrien und -halterungen Verwendung, die schon zum Beginn der Belastung eine Mischform aus Kopf- und Scherzugprüfung bewirken. Wird eine geringe Scherzugkraft aufgebracht, sorgen die Gleichgewichtsbedingungen dafür, dass sich die Bleche und der Schweißpunkt auf der Kraftwirkungslinie ausrichten. Diese Ausrichtung geschieht zunächst über die gesamte freie Einspannlänge, größtenteils im elastischen Bereich. Mit weiter steigender Krafteinwirkung kommt es zu lokaler Verformung im Bereich der Fügestelle; Bild 4-8. Bild 4-8: Verformung der Scherzugprobe unter Einwirkung der Kraft Grund dafür sind lokal auftretende Biegemomente am Schweißpunkt. Diese Biegemomente bewirken eine Ausrichtung des Schweißpunktes in die Kraftwirkungslinie und damit eine Verformung des Bleches. Diese Verformung des Bleches kann lokal um den Schweißpunkt aber auch über die gesamte Probenbreite erfolgen. Abhängig von Werkstoff und Blechdicke erfolgt diese Verformung bei ausreichender Kraft auch plastisch. Mit steigender Kraft kommt es dadurch zu einer Änderung der Ausrichtung der Fügeebene zur Kraftwirkungslinie, dadurch bedingt auch zu der Ausbildung einer Kopfzugbelastung. Für die Annahme der Schweißlinse als steifer Zylinder sind die an der Mantelfläche auftretenden Zugspannungen in Bild 4-9 dargestellt. An den Stellen der höchsten

61 Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Institut für Eisenhüttenkunde Rheinischh - Westfälische Technische Hochschule Aachen Experimentelle Untersuchungen 57 Duktilität, treten bei Versagen der Schweißverbindung außerhalb der Linse die ersten Risse auf, wie auch die Simulation zeigt (Kapitel 6). Durch das Ausrichten der Schweißlinse schräg zur Lastrichtung wechseln auch hier die Wirkungsrichtungen und es kommt zu Biegebeanspruchungen am Rand der Linse. In Abhängigkeit der Ausrichtung kommt es in der Verbindungsebene nicht nur zu Schub-, sondern auch zu Schälbeanspruchungen. Bild 4-9: An der Mantelfläche auftretende Zugspannungen nach [29] Der Scherzugversuch wird üblicherweise an Einzelproben durchgeführt, wobei die Geometrie der Probe wesentlichen Einfluss auf das Versagensverhalten hat [30; 31]. Dies liegt begründet in dem Einfluss auf die Verformung der Probe während der Prüfung und auf die Wärmeabfuhr während der Schweißung. Beim statischen Kopfzugversuch soll die Kraft möglichst senkrecht zur Schweißlinse in Normalenrichtung wirken. Da eine direkte Einleitung in die Schweißlinse nicht möglich ist, ohne die Schweißlinse in ihren Eigenschaften zu beeinflussen, wird die Prüflast in kreuzförmige Verbindungenen in einigem Abstand zur Schweißlinse eingebracht. Auch hier ergibt sich bei der Belastung durch die Verformung der Probe keine reine Zugbeanspruchung senkrecht zum Schweißpunkt. Vielmehr kommt es durch die Verformung des Grundwerkstoffes zu einer Schälbeanspruchung. Chao [29] hat ein Modell zur Spannungsverteilung bei Kopfzugbeanspruchung aufgestellt; Bild Dabei wurde die Linse als steifer Zylinder angenommen, berücksichtigt wurden nur Schubspannungen parallel zur Mantelfläche. In der Fügeebene zwischen den Blechen kommt es zur Zugbeanspruchung. Bild 4-10: Verlauf der Schubspannungen beim Kopfzugversuch nach [29] Bei Kopfzugversuchen wird meist versucht, die Kraft nahe der Fügestelle einzuleiten, um die Änderung der Belastungsrichtung durch die Verformung des Probenwerkstoffs

62 Experimentelle Untersuchungen 58 einzuschränken. ISO14272 empfiehlt die Verwendung kreuzförmig verbundener Bleche von jeweils 150 mm Länge und 50 mm Breite; die Überlappung beträgt etwa 50 mm. Die Krafteinleitung erfolgt außerhalb der Überlappung kraftschlüssig durch über Schrauben verspannte Backen. Analog zur Bestimmung von Dehngrenzen bei Grundwerkstoffprüfungen wird auch hier bei der Kraft/Weg-Kurve die Stelle der Abweichung vom linearen Verlauf als Beginn der plastischen Verformung definiert. Im Kopfzugversuch und Scherzugversuch wurde ein Ausknöpfen erzielt, jedoch konnten diese Ergebnisse nur in einem schmalen Parameterfeld nahezu spritzerfrei erzielt werden. Klassifizierung des Versagens Die Klassifizierung des Versagens von Punktschweißungen wird in der Anwendung auf das makroskopische Verhalten beschränkt. Grundsätzlich wird beim Versagensbild von Widerstandspunktschweißungen nach ISO14329 [32] zwischen Scherbruch, Mischbruch und Ausknöpfbruch unterschieden; Bild Bild 4-11: Bruchformen, links Scher-, mittig Ausknöpf-, rechts Mischbruch Der Scherbruch ist ein Bruch parallel zur Verbindungsebene durch die Schweißlinse, der Ausknöpfbruch ein Bruch im Grundwerkstoff oder der Wärmeeinflusszone. Der Mischbruch weist Kennzeichen beider Brucharten auf. Das Bruchverhalten von Punktschweißverbindungen wird beeinflusst durch die metallurgischen Eigenschaften der Schweißverbindung und der Grundwerkstoffe, die Kerbgeometrie sowie die Art und Richtung der Belastung. In Bild 4-12 sind Beispiele der einzelnen Bruchformen aufgeführt. Bild 4-12: Optische Erscheinung der verschiedenen Bruchformen [33]

63 Experimentelle Untersuchungen 59 Teilbild A zeigt einen beim statischen Scherzugversuch aufgetretenen Scherbruch, Teilbild B einen beim statischen Kopfzugversuch aufgetretenen Ausknöpfbruch und Teilbild C einen beim Schlagkopfzugversuch entstandenen Mischbruch. Neben diesen den einfach zuzuordnenden Bruchformen können aber auch eine Reihe von Mischformen entstehen. Teilbild D zeigt einen im statischen Kopfzugversuch entstandenen Scherbruch, dessen Bruchfläche nicht in der Blechebene liegt. Im amerikanischen Sprachgebrauch wird dieser Bruch auch als Thickness Interfacial Failure bezeichnet. Teilbild E zeigt einen beim statischen Scherzugversuch entstandenen Ausknöpfbruch eines hochfesten Werkstoffes, der einseitig von der WEZ der Verbindung auf der Verbindungsebene diagonal bis zum Elektrodeneindruck verläuft. Teilbild F zeigt einen im statischen Kopfzugversuch entstandenen beidseitigen Ausknöpfbruch. Teilbild G zeigt einen im statischen Scherzugversuch entstandenen Ausknöpfbruch mit Bildung einer Fahne. Bei dieser bei Werkstoffen niedriger Festigkeit auftretenden Bruchform setzt sich der Bruch in den unbeeinflussten Grundwerkstoff fort, teilweise bis zum Rand der Probe. Bei den geometrischen Eigenschaften von Punktschweißungen wird zwischen dem Punktund dem Linsendurchmesser unterschieden. Der Linsendurchmesser ist der Durchmesser des geschmolzenen Bereichs der Schweißverbindung. Er wird anhand eines metallografischen Schliffs bestimmt oder durch Bildung des Mittelwerts zwischen maximalem und minimalem Durchmesser beim Scherbruch. Der Punktdurchmesser wird an einer zerstörten Probe bestimmt. Bei einem Scherbruch ist er der Mittelwert zwischen maximalem und minimalem Durchmesser der Bruchfläche ohne Berücksichtigung der Haftzone. Die Haftzone ist der schmale Bereich um die aufgeschmolzene Linse, in der es zu keiner schmelzflüssigen Verbindung sondern einer Diffusionshaftung kommt. Bei einem Ausknöpfbruch ist der Punktdurchmesser als Mittelwert von maximalem und minimalem Durchmesser des Butzens gemessen am Fuß des Butzens definiert, Bild Bild 4-13: Messung der Bruchgeometrien: Scher-, Ausknöpf- und Mischbruch Dabei bezeichnen d, d 1 und d 2 den Durchmesser des Punktes, d l den Durchmesser der Linse und dc den Durchmesser der Haftzone. Beim Mischbruch kann aus Bildung des Mittelwerts von d 2 und d 3 der Durchmesser des Butzens bestimmt werden.

64 Experimentelle Untersuchungen 60 Ein Kraft-Verlängerungsdiagramm ist aufzuzeichnen, um Informationen über die Verformung der Probe zu geben Statische Scherzugprüfung Die hier durchgeführten Versuche wurden in Anlehnung an die Prüf- und Dokumentationsrichtlinie für die Fügeeignung von Feinblechen aus Stahl kurz PuD-F durchgeführt, welche von Stahl- und Automobilherstellern zur Definition anwendungsnaher Anforderungen gemeinsam verfasst wurde. Die Probenmaße und Überlappungen sind in Bild 4-14 angegeben. Bild 4-14: Probengeometrie Scherzugversuch Für die Anfertigung der Proben wurde eine Halterung verwendet, die die Einhaltung der angegebenen Maße sicherstellte. Die Prüfungen wurden auf einer Universalprüfmaschine des Herstellers Instron mit einer maximalen Prüflast von 600 kn durchgeführt. Die Maschine verfügte über einen mit 100 kn belastbaren Strang, an den die hier verwendeten von Instron hergestellten Spannbacken zur kraftschlüssigen Fixierung der Proben oder andere Probenaufnahmen adaptiert werden konnten. Die Prüfgeschwindigkeit betrug 5 mm/min, erfasst wurde der Kraft/Weg-Verlauf. Für jeden Parameter wurden 3 Schweißungen geprüft. Die dargestellten Werte der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung sind hieraus gebildete arithmetische Mittelwerte und die Standardabweichung. In Bild 25 sind die Kraft/Weg-Kurven für Scherzugversuche mit unterschiedlichen Schweißparametern von WP1 bis WP8 dargestellt. Die Probe WP1, WP5 und WP7 versagte im Scherbruch bevor eine nennenswerte plastische Verformung erreicht wurde. Nur bei Proben WP4 und WP8 kam es zum Mischbruch.

65 Experimentelle Untersuchungen 61 Bild 4-15: Kraft/Verlängerung-Verläufe beim statischen Scherzugversuch Hier ist anhand der Kraft/Weg-Verläufe eine Unterscheidung zwischen der Bruchart erkennbar: die Schweißungen WP2, WP3 und WP6 versagten im Ausknöpfbruch, WP4 und WP8 weisen den Mischbruch auf, WP1, WP5 und WP7 zeigen einen deutlichen Scherbruch. Die unten stehende Tabelle zeigt die Ergebnisse der unterschiedliche Schweißparameter. Tabelle 4-5: Ergebnisse aus dem Scherzugversuch Scherzugversuche für Werte Muster d p [mm] Fm [kn] Bruchart WP1 6,71 15,55 if WP2 7,26 18,02 pf WP3 7,29 17,24 pf WP4 6,14 17,32 pif WP5 5,91 7,15 if WP6 7,62 17,58 pf WP7 7,18 15,97 if WP8 6,72 18,57 pif pf: Ausknöpfbruch pif: Mischbruch if: Scherbruch Für den Parameter WP3 ist der Kraft/Weg-Verlauf einer ausknöpfend versagenden Probe mit Fortpflanzung des Versagens in den Grundwerkstoff dargestellt. Das Versagen im

66 Experimentelle Untersuchungen 62 Ausknöpfbruch in der WEZ ist für die Probe WP3 und WP6 dargestellt. Diese Proben erfuhren beim Erreichen der Streckgrenze eine plastische Verformung im Bereich des Schweißpunktes und versagten nach weiterem Kraftanstieg im Ausknöpfbruch. Die Ausknöpfbrüche erfolgten unter Bildung eines großen Butzens und setzten sich größtenteils unter Bildung von Fahnen in den Grundwerkstoff fort. Für alle Proben war im Bereich zwischen 15 kn und 18 kn eine Änderung der Steigung der Kraft/Weg-Kurve festzustellen. Diese ist auf die Verformung der Probe bei der Ausrichtung des Punktes in Lastrichtung zurückzuführen. Die minimale Versagenskraft bei Probe WP5 wird auf die nicht ausreichende Stromstärke zurückgeführt. Die Probe WP8 erreichte den Punkt der plastischen Verformung bei einer höheren Kraft. Unmittelbar danach erfolgten durch einen Riss in der WEZ die Einleitung des Mischbruches und das Abgleiten entlang der Mantelfläche des Butzens. Die Scherzugkraft sank ab Einleitung des Versagens. Das Bild 4-17 verdeutlicht den Einfluss der Schweißbedingungen auf die Belastungsrichtung bei der Scherzugprüfung. In dem Bild 4-16 sind die Werte der jeweiligen Messung aufgeführt, sowie im unteren Bereich die bei der Scherzugprüfung ermittelten Punktdurchmesser zum Vergleich. Die waagerechte Linie zeigt die angestrebten Punktdurchmesser von 4* t. Punktdurchmesser d p [mm] 8 7,5 7 6,5 6 5,5 5 4,5 4 3,5 3 WP6 WP2 WP3 WP7 WP1 WP8 WP5 WP4 4 t Schweißstrom [ka] Bild 4-16: Erreichte Punktdurchmesser bei den Scherzugversuchen Bild 4-17 zeigt Makroschliffe und Ansichten nach Scherzugversuchen.

67 Experimentelle Untersuchungen 63 Makroschliff WP1, d P = 6,71 mm Ansicht nach Scherzugversuch, Scherbruch Makroschliff WP3, d P = 7,29 mm Ansicht nach Scherzugversuch, Ausknöpfbruch Makroschliff WP4, d P = 6,14 mm Ansicht nach Scherzugversuch, Mischbruch Bild 4-17: Makroschliffe von Widerstandspunktschweißungen an DP-K 34/60+Z, t = 1,5 mm für unterschiedliche Schweißparameter

68 Experimentelle Untersuchungen 64 Die Variation der Schweißparameter (Tabelle 4-3) zeigt bei kleinen Punktdurchmessern tendenziell Scherbrüche, bei großen Punktdurchmesssern Misch- und Ausknöpfbrüche. Eine Übersicht des Scherzugversuchs aller Schweißprozesse aus dieser Versuchsreihe können dem Anhang A.4 entnommen werden Statische Kopfzugprüfung Das Tragverhalten einer Schweißverbindung senkrecht zur Fügeebene wurde anhand einer Kopfzugprüfung an ausgewählten Schweißproben ermittelt. Die Kopfzugprüfung erfolgt ebenfalls an der Universalprüfmaschine Instron. Bei den hier durchgeführten Versuchen wurden in Anlehnung an ISO14272 Probenhälften mit einer Breite von 48 mm und einer Länge von 98 mm verwendet, die Überlappung betrug damit 48 mm. Die Probenfixierung erfolgte formschlüssig über Köpfe von Innensechskantschrauben mit 15 mm Durchmesser, die freie Einspannlänge betrug 52 mm; Bild Bild 4-18: Probengeometrie Kopfzugprüfung Die Probenmaße begünstigten einen geringen Werkstoffverbrauch und stellten die Verwendung gleicher Probengeometrien und -halterungen bei schlagartiger und statischer Prüfung sicher. Eine kraftschlüssige Fixierung wurde aufgrund der hohen Festigkeit und Härte einiger Probenwerkstoffe sowie zu erwartender Probleme bei der schlagartigen Prüfung nicht verwendet. Für die Anfertigung der Proben wurde auch hier eine Halterung benutzt, die die Einhaltung der angegebenen Maße sicherstellte. Die Prüfgeschwindigkeit betrug 5 mm/min, erfasst wurde der Kraft/Weg-Verlauf. Für jeden Parameter wurden 3 Schweißungen geprüft. In Bild 4-19 sind die Werte der jeweiligen Messung aufgeführt, sowie im unteren Bereich zum Vergleich, die bei der Kopfzugprüfung ermittelten

69 Experimentelle Untersuchungen 65 Punktdurchmesser. Die waagerechte Linie zeigt die angestrebten Punktdurchmesser von 4* t. Hier ist zu sehen, dass die Schweißungen WP1 und WP5 außerhalb des zulässigen Bereiches der Punktdurchmesser liegen. Für andere Schweißungen lagen die dp nahe den angestrebten Werten. 9 Punktdurchmesser dp [mm] WP6 WP2 WP5 WP1 4 t WP4 WP8 WP7 WP Schweißstrom [ka] Bild 4-19: Erreichte Punktdurchmesser bei den Kopfzugversuchen Die Proben erfuhren bei der Prüfung eine Verformung, die für eine Änderung der Kraftwirkungsrichtung und die Ausbildung einer Scherzugkomponente sorgte. Die unten stehende Tabelle 4-6 zeigt die Ergebnisse der Scherzugversuche für unterschiedliche Schweißparameter. Tabelle 4-6: Ergebnisse der Kopfzugversuche Werte Muster dp [mm] Fm [kn] Bruchart WP1 3,66 7,56 pf WP2 7,0 9,69 pf WP3 5,35 8,67 pf WP4 7,81 9,40 pf WP5 3,84 6,93 pf

70 Experimentelle Untersuchungen 66 WP6 7,61 9,92 pf WP7 6,10 7,90 pf WP8 6,99 9,30 pf In Bild 4-20 sind die Kraft/Weg-Kurven für statische Kopfzugversuche mit unterschiedlichen Schweißparameter und Versagensverhalten dargestellt. 12 Kopfzugkraft [kn] WP1 WP2 WP3 WP4 WP5 WP6 WP7 WP Verlängerung [mm] Bild 4-20: Kraft/Verlängerung-Verläufe beim statischen Kopfzugversuch Bei allen dargestellten Proben kam es zum 100-%igen Ausknöpfbruch in der WEZ, Spritzer traten nicht auf. Dieses Verhalten ist mit dem starken Anstieg der Härte am Übergang SG/WEZ und/oder lokalen Härtespitzen an dieser Stelle zu begründen, die aufgrund geringer Duktilität einen Bruch an dieser Stelle begünstigten. Die Kraft/Weg- Verläufe zeigen bei geringen Kräften durch die Probeneinspannung bedingte Unstetigkeitsstellen. Die erste bei etwa 2 kn rührt vom beginnenden Anliegen der Probe an der Einspannung her, die zweite bei 4 kn bis 6 kn wurde durch die Kraftschlüssigkeit der Bohrungen der Bleche mit den Köpfen der Innensechskantschrauben verursacht. Im Vergleich mit den anderen Proben fällt die niedrige Verformung der Probe WP5 und deren niedrige Maximalkraft auf. Grund dafür ist der kleine gebildete Punktdurchmesser. Auf eine Bestimmung und Auswertung der Streckgrenzkraft wurde aufgrund der unsteten Kraft/Weg-Verläufe und der starken Probenverformung verzichtet. Bild 4-21 zeigt den Makroschliff und die Ansicht nach dem Kopfzugversuch.

71 Experimentelle Untersuchungen 67 Makroschliff WP8, d P = 6,99 mm Ansicht nach Kopfzugversuch, Ausknöpfbruch Bild 4-21: Makroschliffe von Widerstandspunktschweißungen an DP-K 34/60+Z, t = 1,5 mm nach Schweißparameter WP8 Aus den Beobachtungen ergibt sich zusammenfassend der Einfluss der Schweißparameter (Tabelle 4-3) auf die Bildung des Punktdurchmessers und der Bruchart beim Kopfzugversuch. Bei dieser Belastungsart knöpfen alle Proben aus und die gemessenen Punktdurchmesser sind kleiner als beim Scherzugversuch. Eine Übersicht des Kopfzugversuchs aller Schweißprozesse aus dieser Versuchsreihe können dem Anhang A.5 entnommen werden Bruchstellenanalyse Zur Feststellung des mikroskopischen Bruchverhaltens wurden elektronenmikroskopische Untersuchungen an verschiedenen Proben durchgeführt. Die Untersuchungen erfolgten auf einem Rasterelektronenmikroskop, welches auch zur Durchführung von EDX-Analysen ausgerüstet war. Von besonderem Interesse war bei den Untersuchungen der Vergleich des mikroskopischen Versagensverhaltens in Abhängigkeit der Prüfmethode Scherzugversuch Die im statischen Scherzugversuch geprüften Proben wiesen hinsichtlich ihrer mikroskopischen Bruchoberflächen keine signifikanten Unterschiede auf, weshalb das Bruchaussehen für eine Probe des Parameters WP3 erläutert wird.

72 Experimentelle Untersuchungen 68 Bild 4-22: Lichtbild und REM-Aufnahmen einer Scherzugprobe WP3 Die Unterschiede eines Scherbruchs zum hier gezeigten Ausknöpfbruch bestehen lediglich in der Ausrichtung der Schublippen. Beim statischen Scherzugversuch versagten die hier geprüften Proben meist schlagartig und unter sehr geringer plastischer Verformung um den Schweißpunkt. Während bei den im Scherbruch versagten Proben nur Anzeichen des Gleitbruchs zu erkennen waren, kam es bei durch Ausknöpfen versagten Proben an einigen wenigen Stellen zu für den Spaltbruch typischen Oberflächen: Bild 4-22, oberes rechtes REM-Bild. Grund ist vermutlich hier eine lokale Beanspruchung in Normalrichtung in Zusammenhang mit einer durch den Bruch verursachten hohen Beanspruchungsgeschwindigkeit. Im oberen linken REM-Bild ist der Übergang zwischen Schweißgut und WEZ mit einer deutlichen Änderung der Struktur der Schublippen zu erkennen. Im unteren linken REM-Bild ist der Rand des Bruchs zu sehen, hier kam es zu einem Versagen im Gleitbruch. Die im rechten unteren REM-Bild dargestellte Fläche kann keiner Bruchart deutlich zugeordnet werden Kopfzugversuch Die im Kopfzugversuch geprüften Proben wiesen fraktografisch keine hervorgerufenen Unterschiede in Abhängigkeit der Schweißparameter auf. In Bild 4-23 ist die Bruchfläche einer Kopfzugprobe des Parameters WP5 dargestellt. Charakteristisch bei diesem Werkstoff war die deutliche Ausbildung von Hohlräumen in der Bruchfläche, oberes linkes REM-Bild. Wie in den unteren REM-Bildern bei höherer Vergrößerung zu sehen ist, weisen die Erhebungen dieser zerklüfteten Oberfläche deutliche Merkmale des Gleitbruchs auf. Im oberen rechten REM-Bild ist ein Anriss am Rand des Schweißpunktes zu sehen, auch diese anders zur Spannungsrichtung ausgerichtete Bruchfläche weist deutliche duktile Merkmale auf.

73 Experimentelle Untersuchungen 69 Bild 4-23: Lichtbild und REM-Aufnahmen einer Kopfzugprobe WP5 Das Bruchbild der anderen Schweißungen unterscheidet sich grundsätzlich nicht von den dargestellten. Zusammenfassend kann festgestellt werden, dass das Probenversagen durch verschiedene Bruchmechanismen ausgelöst wird. Entweder wird das Probenversagen durch den Gleitbruch oder den Spaltbruch ausgelöst, jedoch gilt für alle Schweißparameter, dass dies keinen großen Unterschied in den resultierenden Kräften hervorbringt. Die Mikrostruktur in der Bruchstelle wird näher in Kapitel beschrieben Werkstoffanalysen Probenvorbereitung Für die metallografische Analyse und die Messung der Festigkeit wurden Metallbleche mit den Abmaßen 30х30 mm genutzt, wobei die Schweißung im Zentrum des Blechs erfolgte. Der Schnitt der Proben wurde auf einen halben Millimeter bis zu der Schweißpunktmitte (Bild 4-24) so erstellt, dass nachfolgendes Schleifen und die Ätzung den Schnitt bis zu der Schweißpunktmitte hinführte. Die Schliffe für die Analysen wurden in der Ebene AA ausgeführt.

74 Experimentelle Untersuchungen 70 Bild 4-24: Entnahme der Probe für die Werkstoffanalyse (Ebene AA entspricht der Schlifffläche) Makroschliff Anhand von Makroschliffen können die Abmessungen der Schweißlinsen und eventuell auftretende Schweißfehler dokumentiert werden. Dazu wurden an ausgewählten Widerstandsschweißungen mittels Mittelfrequenzanlage Probenkörper entnommen und Querschliffe angefertigt. Zur besseren Handhabung wurden die Proben in Epoxidharz kalt eingebettet. Die Bearbeitung der Schliffe erfolgte an einer automatischen Schleif- und Poliereinheit der Firma Struer bzw. manuell an Nassschleiftischen. Das Schleifen erfolgte mittels Siliziumcarbid-Papier verschiedener Körnung. Durch das Schleifen wurden die maschinell getrennten Schweißproben riefenfrei bearbeitet. Die anschließende Ätzung der Makroschliffe erfolgte in der Regel mit 1%-iger Salpetersäure (HNO3). Dabei wurde beim Ätzvorgang die Schliffoberfläche in das Ätzmittel getaucht, bis eine eindeutige Erkennbarkeit der Schweißlinse und der wärmebeeinflussten Zonen erreicht war. Nach dem Ätzen war der Schliff gründlich mit Wasser und Alkohol zu reinigen und im Luftstrom zu trocknen Mikroschliff Zur Untersuchung der Gefügestruktur der Punktschweißungen wurden Mikroschliffe angefertigt. Die Präparation der Proben erfolgte entsprechend der Herstellung von Makroschliffen mit weiteren Bearbeitungsschritten. Die Mikroschliffe wurden zusätzlich mit Poliertüchern im Mikrometerbereich poliert. Das weiterführende Polieren der Schliffe ermöglichte eine kratzerfreie Bearbeitung der Schliffebene als Voraussetzung für anschließende Gefügeuntersuchungen. Die Ätzung der Mikroschliffe wurde durchgeführt mit 1%-iger Salpetersäure (HNO3). Dabei wurde wie bei der Ätzung von Makroschliffen verfahren. Von den Materialschliffen wurden jeweils eine makroskopische (Bild 4-25) und acht mikroskopische Aufnahmen angefertigt.

75 Experimentelle Untersuchungen Ergebnisse Der zum Teil unsymmetrische Querschliff folgt aus der Schiefstellung der Zange bzw. Kappenschieben. Dieser Effekt zeigt sich besonders deutlich beim betrachteten Parametersatz WP4 und WP8, da ein großes, langes und offenes Schmelzbad gebildet wird. Die Schweißzange wurde gewählt, weil dies weil diese in der Industrie häufig verwendet wird.. Bild 4-25: Makroschliffe der punktgeschweißten Proben WP1-WP8 Die Aufnahmen im mikroskopischen Bereich decken folgende charakteristische Bereiche der Schweißverbindung ab: 1. Grundwerkstoff (GW); 2. Wärmeeinflusszone bzw. deren drei Subbereiche (a; b; c); 3. Schmelzlinie (SL); 4. Schmelzlinie Mitte (SL-Mitte); 5. Schweißgut (SG) und 6. Schweißgut Mitte (SG-Mitte). Aufnahmen dieser Bereiche wurden jeweils im Zentrum des Blechs und der Naht bzw. von der neutralen Faser gemacht (siehe Bild 4-26). Es sind in keinem Bereich größere Poren oder Einschlüsse zu verzeichnen. Bild 4-26: Makro-Schliff-Bild mit den charakteristischen Bereichen des Grundmaterials und des Schweißgutes, mit den Positionen der mikroskopischen Aufnahmen des Gefüges Bild 4-27 zeigt das Grundmaterial des DP-Stahls DP-K 34/60+Z mit der ferritischen Matrix (hell) und den martensitischen Einschlüssen (dunkel).

76 Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Experimentelle Untersuchungen 72 Ferrit Martensit Bild 4-27: Gefüge des Grundwerkstoffs DP-K 34/ 60+Z (Ferrit-Matrix (hell) und Einschlüssen von Martensit (dunkel)) Die Mikroschliffe sind deutlich unterhalb der Nahtoberfläche aufgenommen worden, so dass das Gefüge unabhängig von der Zinkschicht ist. Die Gefügeveränderungen durch den Schweißprozess innerhalb der Wärmeeinflusszone sind in Bild 4-28 ersichtlich. Bild 4-28: Gefüge der WEZ-Zonen des DP-K 34/60+Z (Versuch WP1; FEI=3 kn, ts=200 ms, IS=7 ka). Der Übergangsbereich zwischen Wärmeeinflusszone und Grundwerkstoff (Bild 4-28c) weist ein gröberes Gefüge auf, als der Bereich des unbeeinflussten Grundwerkstoffs. Hierbei handelt es sich um ein bainitisches Gefüge mit Resten des Martensits und des Ferrits. Die sogenannte feine Wärmeeinflusszone (Bild 4-28b) weist feineres Gefüge auf, da diese längere Zeit hohen Temperaturen ausgesetzt ist bzw. weniger schnell abkühlt als die mittlere WEZ. Das Gefüge im Übergangsbereich zwischen der WEZ und Schmelzlinie (Bild 4-28a) zeigt Strukturen des Martensits. Im Bereich der Schmelze ist das Gefüge aufgrund der thermischen Einwirkung gröber ausgeprägt; Bild Es ist nichts mehr von der walzbedingten Textur des Grundwerkstoffes im Schweißgut zu erkennen. In diesem Bereich hat sich ein hartes

77 Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Experimentelle Untersuchungen 73 martensitisches Gefüge ausgebildet. Zudem deuten die vermehrten dunklen Stellen im Schliffbild auf eine Zunahme der Korngrenzen hin, die stärker vom Ätzmittel angegriffen werden. Bild 4-29: Gefüge der Schmelzlinie (links) des DP-W 600+ZE, sowie des Schweißgutes (rechts). (Versuch WP1; FEI=3 kn, ts=200 ms, IS=7 ka) Nach Analyse der makroskopischen und mikroskopischen Aufnahmen aller Versuche dieser Versuchsreihe konnten keine Nahtunregelmäßigkeiten gefunden werden. Die Schweißparametervariation wirkte sich nur sehr begrenzt auf die Gefügebildung aus. Ein Grund ist, dass trotz der Veränderung der Stromstärke und der Pulsdauer, die Abkühlrate hoch genug war, um ein martensitisch bainitsches Gefüge in der Schweißlinse und der WEZ zu bilden. Eine Übersicht des Makro- und Mikroschliffs aller Schweißprozesse aus dieser Versuchsreihe können dem Anhang A.6 entnommen werden Härteprüfung Die Härteprüfungen an den nicht zerstörend geprüften Schweißverbindungen wurden nach der Methode von Vickers für den Kleinlastbereich (HV1) durchgeführt, die in DIN genormt ist. Vorgenommen wurden sie hauptsächlich parallel-diagonal, weiterhin wurden Messungen parallel zur Blechoberfläche durchgeführt, Bild Die parallel-diagonale Vorgehensweise erlaubt die Erfassung der Härten von GW und WEZ beider Bleche sowie der Härte des Schweißguts. Die parallele Vorgehensweise ermöglicht die detaillierte Betrachtung des für den Rissverlauf interessanten Bereichs um den Rand der Schweißlinse. Als Ätzmittel zur Probenvorbereitung wurden bei martensitischen Stählen Nittal (97 % Ethanol, 3 % HNO3) verwendet. den ferritisch-

78 Experimentelle Untersuchungen 74 Bild 4-30: Vorgehensweise bei der Härteprüfung Ein exemplarischer Härteverlauf des Werkstoffs für den Parameter WP1 ist in Bild 4-31 zu sehen. Alle untersuchten Schweißungen wiesen einen deutlichen Anstieg der Härte in der WEZ und eine Härte von ca. 400 HV1 im Schweißgut auf. 500,0 Schweißprobe WP1 I s =7kA t S = 200 ms 450,0 400,0 Härte HV 1 350,0 300,0 250,0 200,0 150,0 100,0 0,00 2,00 4,00 6,00 8,00 10,00 Abstand [mm] Bild 4-31: Parallel-diagonaler Härteverlauf Die Härtemessung auf den ganzen Querschnitt des Schliffs (Härtemapping) wurde parallel zur Härtemessung nach Vickers durchgeführt. Ein Beispiel stellt Probe WP1 in Bild 4-32 dar.

79 Experimentelle Untersuchungen 75 Bild 4-32: Härtemapping für die Probe WP1 Auf dem angegebenen Bild sind die Gebiete mit hohen und niedrigen Härtewerten leicht erkennbar. Die Erhöhung der Härte im Gebiet der Schweißlinse bestätigt die Ergebnisse der Härtemessung nach Vickers. Entsprechend der Analyse der Ergebnisse der ausgebildeten Struktur in der Schweißlinse und WEZ (aus dem vorangegangenen Kapitel ), die aus Martensite und Bainit besteht, bestätigte sich der erwartete Festigkeitsprung in den betrachteten Zonen. Eine Übersicht der Härte aller Schweißprozesse aus dieser Versuchsreihe kann dem Anhang A.7 entnommen werden Simulation der Schweißprozesse Software ResSpotWeld Im Rahmen des Projektes wurde in der Zusammenarbeit mit der Technischen Universität Tula, Russische Föderation, die ResSpotWeld Software entwickelt, die für die Simulation des Widerstandspunktschweißens geeignet ist. ResSpotWeld ist ein Softwarepaket für die numerische Simulation der Schweißnahtausbildung und des Temperaturfeldes beim Schweißen mit dem Widerstandspunktschweißen von Stählen. Die Verbindung der Bleche beim Widerstandspunktschweißen (RSW) ist in der Form der Schweißlinse durchgeführt. Die Schweißlinse entsteht durch das Schmelzen und Kristallisieren des Metalls. Das Metall wird aufgeschmolzen, indem die Hitze durch den elektrischen Strom erzeugt wird. Der elektrische Strom wird durch die Elektroden in das Werkstück eingebracht, die selber an einer Stromquelle angeschlossen sind. Die Elektrodenkraft wird durch eine pneumatische Vorrichtung aufgebracht. Während des Widerstandspunktschweißens wird die in den Elektroden erzeugte Wärme über eine Wasserkühlung abgeführt.

80 Experimentelle Untersuchungen 76 Durch den Wärmeeintrag dehnt sich das Metall und somit entstehen unterschiedliche Stromdichten und ebenso auch unterschiedliche Temperaturverteilungen. Diese Temperaturverteilung versucht das Softwaretool ResSpotWeld zu simulieren. Die wichtigsten Parameter sind in Bild 4-33 zu sehen. Bild 4-33: Relationen zwischen den einzelnen Parametern Dabei sind X m, R m, U m induktiver Widerstand, Widerstand und Leerlaufspannung. I ist der Schweißstrom, P die Hauptgeneratorleistung, R der elektrischer Widerstand der Bleche, F die Presskraft und d 0 der Elektroden-Durchmesser; d k der Kontakt- Durchmesser, Т die Temperatur, D der Linsendurchmesser und h die Eindringtiefe. Die genannten Besonderheiten des Widerstandspunktschweißens bestimmen eine Liste von physikalischen Phänomenen und Eigenschaften, die im Modell berücksichtigt werden müssen: - elektrisches Potential und Stromdichteverteilungen; - Wärmeerzeugung, Wärmeströme und Temperaturverteilungen; - Abhängigkeiten der Wärmeleitung und elektrischer Widerstand Einstellungen für die Simulation Alle Parameter aus den vorangegangenen Schweißversuchen wurden übernommen. Es wurden folgende Einstellungen für die Simulation ausgeführt: Stromquelle (Reiter: Welding equipment ): Typ of equipment: HWI2808; Maximal current: 26 ka; Drahtgeometrie: 0.9 mm; Abstand: 15 mm; Wire initial heating: on; Contact nozzle temperature: 40 C. Werkstoff (Reiter: Sheets ): DP-600K

81 Experimentelle Untersuchungen Blechdicke: 1,5 mm 77 Schweißparameter (Reiter: Parameter ): Schweißstrom: 7,0 9,0 ka Impulszeit: ms Elektrodenkraft: 3 kn Elektroden Typ: G16 Kontaktoberflächendurchmesser: 6 mm spezifischer Widerstand der Oberflächenschicht: 0.6 mkohm*cm Simulation der Temperaturzyklen Mit Hilfe von ResSpotWeld wurden die Temperaturverläufe zu den 8 Parameter- Kombinationen aus Tabelle 4-3 simuliert. Diese simulierten Thermozyklen wurden dann in einem weiteren Schritt mit den Thermozyklen, die während der Schweißversuche (siehe Kapitel ) ermittelt wurden, verglichen. Es konnten dann Graphiken nach folgender Art erstellt werden (siehe Bild 4-34). T. C 1000 SG-WEZ WEZ WEZ-GM 400 GM t, s Simulation ResSpotWeld Experiment Bild 4-34: Vergleich der Thermozyklen aus dem Schweißversuch (schwarz) und dem der ResSpotWeld-Simulation (rot) (Versuch WP1; F EI =3 kn, t S =200 ms, I S =7 ka) An dem gezeigten Beispiel (Bild 4-34) (Schweißparameter-Kombination aus Versuch WP1) der Thermozyklus-Vergleiche, die die Temperaturen in verschiedenen Bereichen des Schweißpunkts wiedergeben (vgl. Bild 4-5), kann ein Unterschied in der maximalen

82 Experimentelle Untersuchungen Temperatur T max zwischen dem ermittelten und dem simulierten Verlauf festgestellt werden. Die Differenzen zwischen den Messwerten und den durch Simulation ermittelten Werten für die maximale Temperatur aller Schweißparameter-Kombinationen kann Tabelle 4-7 entnommen werden. Es wurden die maximalen Temperaturen, jeweils in verschiedenen Bereichen des Schweißpunkts, der simulierten und der gemessenen Werte zusammengefasst. Tabelle 4-7: Vergleich der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur Vergleich der maximalen Temperaturen SG-WEZ T max [ C] WEZ T max [ C] WEZ-GM T max [ C] GM T max [ C] Messwer t ResSpot Weld Mess wert ResSpot Weld Mess wert ResSpot Weld Mess wert Ver. Nr. ResSpot Weld Der in Tabelle 4-7 erkennbar werdende Unterschied der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur wird, am Beispiel des Bereichs SG-WEZ, graphisch in Bild 4-35 wiedergegeben. Anhand der Trendlinien zu den gemessenen und den simulierten Werten lässt sich eine annähernd gleichbleibend große Diskrepanz zwischen Messwerten und der Simulation feststellen. 78

83 Experimentelle Untersuchungen Experiment Simulation ResSpotWeld 1000 Tmax [ C] Versuchsnummer Bild 4-35: Vergleich der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur im Bereich der SG-WEZ Die Abweichungen der maximalen Temperatur, bezogen auf das Thermoelement im Bereich SG-WEZ, liegen in einem Rahmen von T max = C. Die numerisch berechneten Temperaturzyklen weisen nur geringe Abweichungen mit den gemessenen Temperaturzyklen auf. Der steile Anstieg der Temperaturen, die Höhe der Maximaltemperaturen und der weitere Abkühlverlauf zeigen gute Übereinstimmungen mit den Messungen. Grundlage dafür ist die Kalibrierung des Prozesswirkungsgrades und die Justierung der Wärmequellenparameter anhand der Schliffbilder. Weitere Ursachen für die Abweichungen im zeitlichen Temperaturverlauf liegen in der ungenauen Bestimmung der Thermoelementpositionen relativ zur Schweißnahtmitte. Bedingt durch das Widerstandspunktschweißen der sich kreuzenden Drähte auf der Blechoberfläche hat die Kontaktstelle einen Durchmesser von ca. 0,1 mm. Dies erschwert die exakte Festlegung der Abstände zur Schweißnahtmitte unter dem Messmikroskop. Die gemessenen Abstände sind daher mit einem Fehler behaftet. Geringe Fehler bei der exakten Festlegung des Messpunktes führen jedoch schon zu einer Veränderung der aus den Simulationen entnommenen Maximaltemperaturen aufgrund der hohen Temperaturgradienten. Zum Anderen ist bei der Positionsbestimmung der Messpunkte für die Thermoelemente eine gewisse Abweichung der ermittelten Nahtabstände unvermeidlich. Eine absolut exakte Bestimmung des Referenzpunktes, an dem die eigentliche Temperaturmessung

84 Experimentelle Untersuchungen 80 stattfindet, ist aufgrund der Größe der Verbindungsstelle der Thermoelementdrähte nicht möglich; siehe Bild Die Abweichungen liegen im Bereich von maximal ±0,5 mm und werden im späteren Vergleich zwischen Messwerten und Berechnungsergebnissen berücksichtigt. Die verwendete Abtastrate von 200 Hz für die Temperaturmessung ist ausreichend hoch gewählt. Der sehr steile Peak in den Temperaturfeldmessungen wird durch eine genügende Anzahl diskreter Messpunkte abgebildet. Damit ist die Aufnahme der Zyklen sehr genau und es werden keine kurzzeitigen Peaks durch zu große Zeitintervalle beider Abtastung abgeschnitten. Bild 4-36: Skizze einer mittels Punktschweißung auf dem Probekörper applizierten Thermoelementpaarung In diesem Zusammenhang wurde mit Hilfe von ResSpotWeld ermittelt, wie sich eine Abstandsänderung der Messposition auf die Messung auswirkt. Hierbei wurde, bezogen auf Versuch WP2 (F EI =3 kn, t S =380 ms, I S =7 ka), ermittelt, dass ein 0,38 mm größerer Abstand vom Nahtzentrum in y-richtung, eine Differenz in der maximalen Temperatur von T max = 83 C ausmacht. In dem Fall einer Abweichung von 0,76 mm in y-richtung erhöht sich die Temperaturdifferenz auf T max = 241 C (siehe Bild 4-37). Auf alle weiteren Versuche wirkt sich diese Abweichung, abhängig von der in die Naht eingebrachten Energie, ähnlich aus. Allerdings ist zu beachten, dass das Ermitteln dieser Abweichung mit Hilfe des Simulationstools erneut zu einem Fehler führen kann.

85 Experimentelle Untersuchungen 81 T, [ C] Bild 4-37: Abweichung der maximalen Temperatur in Abhängigkeit von dem Abstand zum Nahtzentrum (in y-richtung) für das Thermoelement im Bereich SG-WEZ, am Beispiel der Parameterkombination aus Versuch WP2 Eine Übersicht der simulierten Thermozyklen aller Schweißprozess aus dieser Versuchsreihe können dem Anhang A.3 entnommen werden. Trotz den begrenzten Abweichungen in Teilbereichen weisen die experimentellen und simulierenden Thermozyklen grundsätzlich eine weitgehende Übereinstimmung auf und können somit für die Simulation des Gefüges in Kapitel 5 verwendet werden. 4.2 Untersuchung zum Metallschutzgasschweißen Versuchsanlage Für die Schweißversuche bei MSG-Schweißverfahren wurde ein Schweißroboter der Firma OTC-Daihen benutzt. Bei dem verwendeten Schweißrobotersystem handelt es sich um ein System, welches für das automatische Schweißen konzipiert wurde. Es besteht aus den folgenden Komponenten und Teilsystemen (siehe Bild 4-38) [34]: 1. Manipulator: OTC-Almega AX-V6 (siehe Bild 4-39); 2. Robotersteuerung: OTC-AX-C; 3. Schweißstromquelle: OTC-DP 400; 4. Schweißbrenner; 5. Bedieneinheit; 6. Schweißdraht; 7. Schutzgas und 8. Drahtvorschubeinheit t,[s] 1 - Tmax,Messwert = 830 C 2 - Tmax,Sim_3,34 mm = 953 C 3 - Tmax,Sim_3,72 mm = 870 C 4 - Tmax,Sim_4,1 mm = 712 C

86 Experimentelle Untersuchungen 82 Bild 4-38: OTC-Daihen Schweißrobotersystem [34] Das zentrale System eines Schweißroboters zum Lichtbogenschweißen ist die Robotersteuerung. Diese liefert und verarbeitet die Informationen für den Manipulator, dessen Positionierung, die Schweißanlage sowie die Sicherheitseinrichtungen und Sensoren. Die Programmierung online erfolgte über das sogenannte Teach-In-Verfahren. Hierbei werden mit Hilfe der Bedieneinheit markante Punkte der Schweißfuge angefahren und mit Position und Orientierung abgespeichert. Zusätzlich werden die Schweißparameter eingegeben. [5] Das nach der Robotersteuerung zweite zentrale System ist die Schweißstromquelle. Die digitale Impulsstromquelle des Schweißroboters OTC-DP400 ermöglicht MIG- und MAG- Schweißverfahren. Durch die Verwendung eines digitalen Interfaces eignet sich diese Stromquelle besonders als Roboter-Schweißstromquelle. Der digitale Inverter OTC-DP400 ermöglicht das Schweißen im DC- oder im Puls-Modus. Sie ermöglicht Ausgangsspannungen U Aus =12 38 V und Ausgangsströme I Aus = A. Die Drahtvorschubeinheit ermöglicht eine maximale Drahtvorschubgeschwindigkeit v Dmax =22 m min. [35]

87 Experimentelle Untersuchungen 83 Bild 4-39: Manipulator: OTC-Almega AX-V6 mit MSG-Schweißbrenner Einspannvorrichtung Der Werkstücktisch besteht aus zwei 510 mm langen und 80 mm breiten Kupferplatten zwischen denen eine Badstütze selber Länge und bis zu einer Tiefe von 15 mm positioniert werden kann; Bild Aufgrund der guten thermischen Wärmeleitfähigkeit bestehen diese aus Kupfer. Die Kupferplatten sind auf einer Länge von 530 mm und einer Breite von 360 mm montiert. Mit Hilfe von zwei Kniehebeln je Seite lassen sich aufgelegte Bleche fixieren. Bild 4-40: Einspannvorrichtung Verwendete Materialien für die Schweißversuchsreihe Für die ausgeführten Schweißversuche wurde folgendes Material bereitgestellt und genutzt: Das Grundmaterial DP-W 600+ZE, ein warmgewalzter DP-Stahl der Firma Thyssen Krupp Steel, sowie das Schweißgut SG-YGW12 und das Schutzgas Corgon 20 der Linde AG. Diese Materialien werden im Folgenden näher erläutert.

88 Experimentelle Untersuchungen Verwendetes Grundmaterial Das verwendete Grundmaterial DP-W 600+ZE der Firma Thyssen Krupp Steel soll laut Produktinformation DP-Stähle DP-W und DP-K im Auslieferungszustand folgende chemische Zusammensetzung haben (vgl. auch Kapitel 2.3.4): Tabelle 4-8: Chemische Zusammensetzung des warmgewalzten DP-Stahls DP-W 600+ZE (Elementen-Auszug) laut Thyssen Krupp Steel [13] Stahlsorte DP-W 600+ZE Chemische Zusammensetzung C Si Mn P S Al Cr + Mo B 0,12 0,8 1,5 0,06 0,01 0,08 1 0,005 Um diese chemische Zusammensetzung des warmgewalzten DP-Stahls zu validieren und die genaue Zusammensetzung dieser Materialcharge zu ermitteln, wurde am Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik (ISF) nach Anlieferung des Stahls die Konzentration der einzelnen Elemente untersucht. Hierbei wurden folgende Konzentrationen festgestellt: Tabelle 4-9: Chemische Zusammensetzung des warmgewalzten DP-Stahls DP-W 600+ZE (Elementen-Auszug; vgl. Anhang A.2) laut ISF Stahlsorte DP-W 600+ZE Chemische Zusammensetzung C Si Mn P S Al Cr Mo B 0,057 0,095 0,86 0,026 < ,029 0,418 0,0056 <0,0005 Des Weiteren sind geringe Konzentrationen anderer Elemente in dem Stahl enthalten (siehe Datenblatt Chemische Analyse DP-W-600+ZE im Anhang A.2). Die Analyse hat ergeben, dass das bereitgestellte Material den Vorgaben entspricht. Aus den Angaben der chemischen Zusammensetzung (aus Tabelle 4-9) lässt sich das Kohlenstoffäquivalent (CET) ermitteln: CET = C + (Mn + Mo)/10 +(Cr + Cu)/20 + Ni/40 = 0,167%. In Kombination mit der Blechstärke t = 2,5 mm und der eingebrachten Energie E = 333,5 504,0 kj/m (siehe Tabelle 4-12), lässt sich mit Hilfe des CET-Wertes bestätigen, dass kein Vorwärmen des Grundwerkstoffs vor dem Schweißprozess notwendig ist. Für die folgenden Versuche liegt die dadurch ermittelte Mindestvorwärmtemperatur zur Vermeidung von Kaltrissen unterhalb der Raumtemperatur. Somit ist das Vorwärmen für diese Versuche nicht notwendig. Des Weiteren können der Produktinformation von Thyssen Krupp Steel Information zu den mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten DP-Stahls DP-W 600+ZE entnommen werden. Es werden folgende mechanische Eigenschaften für elektrolytisch verzinkte Bleche des Stahls DP-W 600+ZE garantiert: Tabelle 4-10: Mechanische Eigenschaften des DP-W 600+ZE [13]

89 Experimentelle Untersuchungen 85 Stahlsorte DP-W 600+ZE Streckgrenze [MPa] Mechanische Eigenschaften min. Zugfestigkeit max. Zugfestigkeit, [MPa], [MPa] min. Bruchdehnung, % Um diese mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten DP-Stahls dieser Materialcharge zu ermitteln wurden am ISF Zugversuche an drei Proben des Grundmaterials durchgeführt. Das Ergebnis des Versuchs ist im Folgendem Spannungs- Dehnungs-Diagramm zu ersehen: Spannung [MPa] DP-W600+ZE (1. Probe) DP-W600+ZE (2.Probe) DP-W600+ZE (3. Probe) Dehnung [%] Bild 4-41: Spannungs-Dehnungs-Diagramm aus Zugversuchen an drei Proben des Grundmaterials DP-W 600+ZE Aus den Spannungs-Dehnungs-Verläufen ergibt sich eine gemittelte Streckgrenze von R e = 426 MPa (R e1 = 398,7 MPa; R e2 = 457,5 MPa; R e3 = 420,7 MPa); sowie eine gemittelte Zugfestigkeit von R m = 602 MPa (R m1 = 595,4 MPa; R m2 = 601,7 MPa; R m3 = 608,6 MPa). Bei der maximalen Verlängerung kurz vor dem Zerreißen, wurde eine gemittelte Dehnung von A m = 23,2 % (A 1 = 23,96 %; A 2 = 21,02 %; A 3 = 24,64 %) festgestellt. Diese Daten dienen als Randbedingungen für die später folgenden Zugversuche an Schweißverbindungen des gleichen Werkstoffs. Der DP-Stahl wurde in Form von elektrolytisch verzinkten Blechen mit einer Stärke von 2,5 mm geliefert und für die Schweißversuche verarbeitet. Hierfür wurde im Vorlauf der Versuche das Blech mit Hilfe einer Schlagschere in die benötigte Probengröße geschlagen. Hierbei wurde auf die Fertigungsrichtung der Bleche geachtet. Um bei den

90 Experimentelle Untersuchungen 86 später folgenden Zugversuchen die höchsten Spannungen zu erreichen, wurden die Proben so geschnitten, dass die Schweißnaht quer zu der Fertigungsrichtung gesetzt wird. Die Probengröße wurde auf ein Abmaß von H = 100 mm und L = 150 mm festgelegt. Mit diesen Abmaßen ist gewährleistet, dass die Zugproben die Mindestlänge für den Zugversuch haben und dass in der Breite genügend Material für drei Zugproben und die metallographische Probe vorhanden ist Verwendetes Schutzgas Für das Schweißen von niedriglegierten und unlegierten Stählen sieht die Gesellschaft für Schweißtechnik für das MAG-Verfahren Schutzgase folgender Zusammensetzung vor: 100% CO₂ (C) oder argonreiche Mischgase mit 5-25 % CO₂ (M20 bis M21); bzw 3-10% O₂ (M22) oder 0-5 % O₂ kombiniert mit 3-10 % CO₂ (M23) (vgl. Kapitel 2.2.2) [11]. Jedoch wird reines CO₂ nur in Kombination mit unlegiertem Stahl verwendet. Schutzgase mit einem Anteil von Argon ermöglichen aufgrund der guten Ionisierbarkeit von Argon die Zündfähigkeit des Schweißprozesses sowie einen stabilen und ruhigen Lichtbogen. Zusätzliche Anteile von O₂ sollten, auch wenn sie eine lichtbogenstabilisierende Wirkung auf den Schweißprozess haben, aufgrund der hohen Porenempfindlichkeit der Endverbindung der schlechten Ionisierbarkeit sowie dem schlechteren Einbrand und einer daraus resultierenden weniger günstigen Nahtform in diesem Fall nicht dem Schutzgas beigemengt werden. Demzufolge sollten dem argonreichen Schutzgas CO₂-Anteile von 5-25 % zugemischt werden. Je größer der Anteil an CO₂ eines Mischgases ist, desto größer ist auch die Produktivität des Prozesses. Somit ist das für den mechanisierten oder sogar automatisierten Prozess benötigte Schutzgas im Bereich der M21-Schutzgase anzusiedeln. Das am häufigsten verwendete argonreiche Schutzgas aus der M21 Gruppe, welches den besten Kompromiss zwischen den Vorteilen reinen CO₂ und geringer Spritzerbildung bietet, ist jenes argonreiche Schutzgas mit 18 % CO₂ Anteil. Um jedoch die Porenbildung noch weiter zu vermindern, wurde bei den durchzuführenden Schweißversuchen an dem OTC-Schweißroboter, der CO₂ Anteil auf 20 % erhöht. Das Gasgemisch 80 % Argon und 20 % Kohlenstoffdioxid bietet eine hohe Produktivität (hohe mögliche Schweißgeschwindigkeiten, wenig Spritzertätigkeit und sehr guten Einbrand) bei hoher Qualität der Verbindung (d.h.: wenig Oxidation und sehr wenig Porenempfindlichkeit) [36; 37; 38]. Die Wahl des Schutzgasproduktes fiel auf das Schutzgas Corgon20 (argonreiches Mischgas mit der Zusammensetzung: Ar 80 % und CO₂ 20 %) der Linde AG. Es wird laut Linde AG für das Schutzgasschweißen von Baustählen, Schiffbaustählen,

91 Experimentelle Untersuchungen 87 Feinkornstählen, Druckbehälterstählen und verzinkten oder mit Aluminium versehenden Stahlblechen empfohlen [39] Verwendeter Zusatzwerkstoff Das verwendete Schweißgut wird nun nach der größtmöglichen Kompatibilität gegenüber dem Grundwerkstoff DP-W600+ZE und dem Schutzgas der Gruppe M21 ausgewählt. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung aus EN ISO (siehe Tabelle 2-1) und den Anwendungsempfehlungen der Gesellschaft für Schweißtechnik (siehe Kapitel 2.2.3) können folgende Drahtelektroden aus Tabelle 2-1 in Betracht gezogen werden: G3Si1(SG2); G3Si2; und G4Si1(SG3). Die Wahl des Schweißguts, welches für die Versuche benutzt wurde, fiel auf eine Drahtelektrode mit der Bezeichnung: SG-YGW12. Dies ist eine für den amerikanischen und japanischen Markt gebräuchliche Bezeichnung und entspricht der europäischen Drahtelektrode SG-2 bzw. G3Si1 mit dem Durchmesser 0,9 mm. Die Verwendung dieser Elektrode ist auf größere Restbestände aus vorangegangen Industrieprojekten zurückzuführen, bei denen das Schweißgut nicht zur Gänze aufgebraucht wurde. Laut EN ISO können mit der Massivdrahtelektrode SG-2 bzw. G3Si1 unlegierte und niedriglegierte Stähle mit dem Schutzgasschweißverfahren, unter Verwendung von Mischgasen der Hauptgruppen M1 und M2, geschweißt werden. Die Drahtelektrode SG-2 besitzt die folgende chemische Zusammensetzung: Tabelle 4-11: Chemische Zusammensetzung für G3Si1 bzw. SG-2 nach EN ISO (Elementen-Auszug) G3Si1(SG2) Kurzzeichen Chemische Zusammensetzung C Si Mn P S Cr Mo Al 0,06-0,7-1,0 1,3-1,6 0,025 0,025 0,15 0,15 0,02 0,14 Des Weiteren hat das Material dieser Drahtelektrode bzw. dessen reines Schweißgut eine Zugfestigkeit von 560 N/mm² [40]. Damit ist das Schweißgut ca % weniger zugfest (vgl. Tabelle 4-10 und Bild 4-41), als das Grundmaterial DP-W600+ZE. Dem ZTU- Diagramm der Drahtelektrode SG-2 können für diese Elektrode Härten von HV30 = bei Abkühlzeiten von = s entnommen werden (siehe Anhang A.8) Schweißversuche Das Hauptziel dieses Arbeitsschritts ist das Ermitteln eines Parametersatzes für einen stabilen Schweißprozess zum Verschweißen von 2,5 mm dicken Blechen am Stumpfstoß. Ein solcher stabiler Prozess ist gekennzeichnet durch:

92 Experimentelle Untersuchungen 88 eine gleichmäßige Nahtoptik, einen stabilen Lichtbogen, einen konstanten Werkstoffübergang des Zusatzwerkstoffes, möglichst keine oder nur wenige Schweißspritzer. Das optische Erscheinungsbild der Schweißnähte soll optimiert werden Bestimmung von Prozessparameterfeldern Nach dem Wunsch der PA-Mitglieder wurden industriell relevante Schweißversuchsparameter identifiziert. Als Verbindungsart für das MSG-Verfahren wurde der Stumpfstoß verwendet. Parameter der MSG-Quelle Spannung U [V] Strom I [A] Drahtvorschubgeschwindigkeit v d [m/min] Parameter der CNC-Steuerung Schweißgeschwindigkeit v S [m/min] das freie Drahtende ist der Abstand zwischen der Spitze des Außendüse und der Werkstückoberfläche; wird konstant auf 15 mm eingestellt. Anstellwinkel der Drahtelektrode, ß [ ] konstant 90 Schutzgasdurchflussmenge 15 [l/h] Blindschweißversuche Zur Bestimmung geeigneter Parameterbereiche werden Blindschweißungen an Blechen durchgeführt. Hierzu werden unbehandelte Proben ohne Entfernung der Oxidschicht verwendet. Dabei wird zunächst nur ein einzelner Schweißparameter variiert, um den qualitativen Einfluss des Schweißparameters auf das entstehende Nahtbild zu begutachten. Schutzgasmenge Die Schutzgasmenge ist zwischen 1 l/min und 20 l/min einstellbar. Bei zu niedrigen Werten ist der Schutzgasmantel um die Schweißzone nicht ausreichend ausgebildet. In geringfügigem Maß steigt auch die Einschweißtiefe bei höheren Schutzgasmengen an. Die Schutzgasmengeneinstellung hat darüber hinaus Einfluss auf die Glätte der Nahtoberseite. Grund dafür sind Verwirbelungen des Schutzgases in Abhängigkeit von dessen Menge und dem eingestellten Arbeitsabstand. Als optimal hat sich eine Schutzgasmenge von 15 l/min herausgestellt.

93 Experimentelle Untersuchungen 89 Arbeitsabstand Der Arbeitsabstand wird zwischen 10 mm und 20 mm variiert. Ein kleiner Arbeitsabstand führt zu einem tieferen Einbrand. Bei Arbeitsabständen unterhalb von 10 mm ist eine sichere Brennerführung nicht mehr gewährleistet. Spritzer setzten sich darüber hinaus verstärkt auf die Brennerdüse ab. Spritzer bewirken vereinzelt kurzzeitige Kontakte zwischen Schweißdraht und Werkstück. Eine Schutzgaswirkung ist aufgrund ungünstiger Strömungsbedingungen nicht mehr erkennbar. Ab einem Arbeitsabstand von 18 mm ist keine ausreichende Durchschweißung mehr zu erreichen. Als optimal hat sich ein Arbeitsabstand von 15 mm herausgestellt. Schweißgeschwindigkeit Der Versuchsaufbau ist so beschaffen, dass der Werkstücktisch starr fixiert ist. Der Brenner ist mit Geschwindigkeiten zwischen 0,2 m/min und 1,4 m/min benutzbar. Eine höhere Schweißgeschwindigkeit senkt die Einbrandtiefe und die Wärmeeinbringung. Grund hierfür ist die Reduzierung der Streckenenergie. Drahtvorschubgeschwindigkeit Die Drahtvorschubgeschwindigkeit ist der zweite Parameter, der als variabel genommen wurde. Sie ist direkt proportional zur Abschmelzleistung und steht im annähernd linearen Verhältnis zur Schweißstromstärke. Mit zunehmender Drahtvorschubgeschwindigkeit wird die Stromstärke erhöht. Dabei wird die Nahtbreite im sinnvollen Arbeitsbereich nur unwesentlich beeinflusst. Durch die erhöhte Abschmelzleistung steigt die Nahtüberhöhung an, wenn die Schweißspannung sowie die Schweißgeschwindigkeit nicht ebenfalls erhöht werden. Die Drahtvorschubgeschwindigkeit beträgt zwischen 4 m/min und 17 m/min Einstellungen am OTC-Daihen Schweißroboter Aufgrund der geringen Blechdicke und der hohen Ansprüche an die Nahtoberfläche, wird für die Versuche der Schweißprozess mit Hilfe des Impulslichtbogens ausgeführt (siehe Kapitel 2.2.4). Während des Schweißprozesses wird das Schutzgas Corgon20 mit V = 15 l/h auf den Prozessbereich geleitet. Der Brenner wird auf eine Entfernung von h Brenner =15 mm eingestellt. Die aufbauend auf den Blindschweißversuchen ermittelten optimalen Parameter für I-Stoß-Verbindungen sind in Tabelle 4-12 zu erkennen. Die Prozessparameter wurden während der Vorversuche hinsichtlich der Schweißnahtqualität optimiert.

94 Experimentelle Untersuchungen Tabelle 4-12: Prozessparameter für das MSG-Schweißen von DP-W Versuchs Prozessparameter Nr. Vd [m/min] Vs [m/min] P [kw] E [kj/m] 1 4,85 0,25 2,10 504,0 2 7,00 0,42 3,02 431,4 3 9,00 0,59 3,91 397,6 4 0,69 4,80 417,4 11,00 5 0,79 4,80 364,6 6 0,89 5,74 387,0 13,00 7 0,98 5,74 351,4 8 1,23 7,56 368,8 17,00 9 1,36 7,56 333,5 Es sollen mit Hilfe von Schweißversuchen, in Verbindung mit den 9 Prozessparameter- Kombinationen, die Thermozyklen aufgenommen sowie Zugproben für mechanischtechnolgische und Proben für metallograghische Untersuchungen hergestelllt werden. Dabei ist der Einfluss der entsthehenden Thermozyklen auf die Gefügeausbildung zu untersuchen. Da sich die Bleche während des Schweißens übereinander schoben und sich ein deutlicher Versatz ergab, wurden die Bleche bei den nachfolgenden Versuchen vor dem Schweißen am Nahtanfang und am Nahtende geheftet Schweißversuche zur Ermittlung von Thermozyklen Im Rahmen von Vorversuchen wird der Einfluss der oben genannten Parameter- Kombination bestehend aus der Schweißdraht-Vorschubs-Geschwindigkeit v d und der Schweißgeschwindigkeit v s auf die Qualität der Schweißnähte untersucht. Hierbei werden sogenannte Blindraupen, mit Hilfe des Schweißroboters, auf das Grundmaterial aufgeschweißt. Während der Vorversuche werden die Temperatur-Verläufe des Schweißprozesses über Thermoelemente, die in vier unterschiedlichen Abständen vom Stumpfstoß platziert sind, dokumentiert und später in Kapitel analysiert. Dabei unterscheiden sich qualitativ gute von qualitativ schlechten Schweißnähten, abgesehen von Schweißfehlern, durch ihre Nahtgeometrie; sowie dadurch, in wie weit das aufgeschmolzene Material während des Schweißprozesses zum Spritzen neigte. Zur Ermittlung der Thermozyklen der Schweißnähte wurden vor dem Schweißprozess entlang der Schweißnaht vier NiCr-Ni-Thermoelemente des Typs K (Temperaturbereich: T = C) positioniert. Die Thermoelemente werden von unten auf die zu fügenden Bleche geschweißt (siehe Bild 4-42). Die Thermoelemente folgen in einem Abstand von 20 mm, mit in Schweißrichtung zunehmend größer werdendem Abstand zur

95 Experimentelle Untersuchungen 91 Schweißnaht, aufeinander. In folgender Abbildung ist das Schema der Thermoelement- Positionierung dargestellt: Bild 4-42: Schema der Positionierung der Thermoelemente (TE1-TE4) entlang der Schweißnaht Mit den vier Thermoelementen wurden die Temperatur-Verläufe im Abstand von 2; 4; 6; 8 mm vom Naht-Zentrum aus gemessen. Es konnten hierbei Thermozyklen folgender Art ermittelt werden:

96 Experimentelle Untersuchungen 92 Temperatur [ C] Zeit [s] TE1 TE2 TE3 TE4 Bild 4-43: Thermozyklen der Blechoberfläche in einem Abstand von 2, 4, 6 und 8 mm Entfernung zum Blechspalt bzw. zum Nahtzentrum (Versuch Nr. 1; v d = 4,80 m/min, v s = 0,25 m/min) Dem Zeit-Temperaturverlauf-Diagramm können die Thermozyklen der Blechoberfläche in einem Abstand von 2, 4, 6, und 8 mm zum Blechspalt bzw. des Nahtzentrums entnommen werden. Charakteristisch für die Thermozyklen sind der schnelle Anstieg der Temperaturen, bis zum Temperaturmaximum T max, und die langsamer verlaufende Abkühlphase innerhalb des zur Bewertung des Temperaturverlaufes notwendigen Zeitintervalls t 8/5. Bild 4-43 gibt die Termozyklen des Schweißprozesses mit einer Schweißgeschwindigkeit von v s = 0,25 m/min und einer Drahtvorschub-Geschwindigkeit von v d = 4,80 m/min wieder. Eine Übersicht der Thermozyklen aller Schweißprozess aus dieser Versuchsreihe können dem Anhang A.9 entnommen werden Ergebnisse der Thermozyklus-Messungen Die Prozessparameter und die sich daraus im Schweißprozess ergebenden Temperaturparameter für das Thermoelement TE1 aller Versuche können folgender Tabelle entnommen werden.

97 Experimentelle Untersuchungen 93 Tabelle 4-13: Abkühlzeiten und maximale Temperaturen an den Thermoelementen Ver.Nr. Thermoelement TE1 Temperaturparameter Thermoelement TE2 Thermoelement TE3 Thermoelement TE4 t 8/5 [s] Tmax [ C] t 8/5 [s] Tmax [ C] t 8/5 [s] Tmax [ C] t 8/5 [s] Tmax [ C] 1 20,4 1057,6 25,1 886,8 26,9 830,9 x 672,2 2 15,4 1232,3 18,3 855,1 x 721,1 x 603,2 3 14, ,9 15,64 860,6 x 692,2 x 567,3 4 20,4 954,8 21,2 893,9 x 662,3 x , ,8 15,7 857,3 x 670,4 x 492,3 6 14,3 963,2 16,5 941,7 x 645,2 x 539,3 7 14,6 862,1 x 765,5 x 563,5 x ,4 1157,3 x 773,4 x 594,4 x 457,4 9 12,4 830,2 x 770,3 x 515,1 x 419,9 x : 800 C wurden an diesem Messpunkt nicht erreicht, somit kann t 8/5 nicht ermittelt werden In der Auswertung der Thermozyklen aller Prozesse zeigt sich, dass die empfohlene Abkühlzeit t 8 5 = s eingehalten werden konnte (t 8 5 TE1 = 12,4 20,4 s). Des Weiteren wird ersichtlich, dass die maximale Temperatur an dem Thermoelement TE1, welches am nächsten an dem Nahtzentrum liegt (Abstand: 2 mm) bei allen Schweißprozessen eine Temperatur von T max TE1; V11 = 1157,3 C nicht überschreitet Erstellung der Materialproben Die verwendeten Bleche haben für Blindschweißungen die Maße 100 x 200 mm. Pro Blindnaht wird ein Blechstreifen verwendet. Zur Erstellung der Proben für die mechanischtechnologische Materialuntersuchungen sowie für die metallographischen Analysen, wurden in einem weiteren Schritt jeweils zwei Bleche mit den Maßen, von H = 100 mm und L = 150 mm, mit Hilfe des Schweißroboters zusammengefügt. Für den Fügeprozess wurden dieselben Prozessparameter, wie für die Versuche zur Ermittlung der Thermozyklen verwendet. Die Proben sind bei den Verbindungsschweißungen breiter, um von der Einspannung fest fixiert werden zu können. Verschweißt werden die Bleche jeweils an den Längsseiten. Die Kanten sind geschlagene Kanten ohne weitere Kantenvorbereitung. Alle Bleche werden vor dem Versuch mit Aceton gereinigt Zugversuche Um eine Aussage über die Festigkeit der Schweißverbindung treffen zu können, wurden Zugversuche in Anlehnung an die DIN EN 895 unter Berücksichtigung der EN durchgeführt [41].

98 Experimentelle Untersuchungen Erstellung der Zugproben In einer Zug-Prüf-Maschine werden die Proben, die aus einer Schweißverbindung quer zur Schweißnaht entnommen werden, unter einer Zugkraft bis zum Bruch gedehnt. Die DIN EN895 legt die Maße der Proben und das Verfahren für die Durchführung von Querzugversuchen für Stumpfschweißverbindungen fest. In Anlehnung an diese Norm werden die Zugproben gefertigt; Bild Bei einer Nahtüberhöhung wird diese nicht entfernt. Die Schweißnaht wird nicht verändert. Nach dem Zerreißen der Probe werden auch die Lage des Bruches und das Aussehen der Bruchflächen beurteilt. Bild 4-44: Maße der Zugprobe nach DIN EN895 Die Probendicke a ist mit der Blechstärke festgelegt (d.h.: a = 2,5 mm). Die Probenbreite der kalibrierten und parallelen Länge ist, für Probendicken a > 2 mm, auf b = 25 mm und die Kopfbreite auf B = b + 12 (d.h.: B = 37 mm) festgelegt. Die sogenannte parallele Länge wird mit L c L s +60 bestimmt. Hierbei ist L s als die größte Breite der Schweißnaht definiert. Die parallele Länge wurde auf L c = 70 mm festgelegt. Die Anfangsmesslänge wird nach DIN EN 895 auf L 0 = 5,65 2,5*b = 45 mm und der Radius auf R = 25 mm festgelegt. Die Anfangsmesslänge entspricht der Länger der Schweißprobe, mit L c = 200 mm. [41] Die Aussagen über die Festigkeit beziehen sich immer auf den Bereich der Schweißverbindung, in dem das Versagen eintritt. Anhand der Bruchflächen können Unregelmäßigkeiten der Schweißnaht, wie Poren, Einschlüsse oder Bindefehler, lokalisiert werden. Daraus lassen sich Rückschlüsse auf den Schweißprozess bezogen auf die Parameterwahl ziehen. Die Proben wurden nach folgendem Schema aus den Blechen geschnitten:

99 Experimentelle Untersuchungen 95 Bild 4-45: Schweißprobe und Schema der Zugproben-Entnahme Die Proben wurden spanabhebend in die oben genannte Form gebracht. Beim Entfernen der Nahtüberhöhung, mit Hilfe eines Trennschleifers, wurde beim sogenannten Putzen auf die Temperaturentwicklung in der Probe geachtet. Die Proben wurden, jeweils nur für wenige Sekunden, alternierend bearbeitet, um Zeit zum Abkühlen zwischen den Bearbeitungsphasen gewährleisten zu können Durchführung der Zugversuche Die Flachzugproben wurden gemäß DIN EN 895 unter gleichmäßig aufbauender, stoßfreier Zugkraft kontinuierlich bis zum Bruch gedehnt. Die Zugversuche wurde mit einer Geschwindigkeit von v prüf = 10,0 mm/min und bei einer Temperatur von 21 C durchgeführt. Während des Belastungsvorgangs wurden Zugkraft und Längung aufgezeichnet. Diese Daten konnten mit Hilfe der Anfangsmesslänge L 0 = 45 mm und dem Anfangsquerschnitt S 0 = a*b = 62,5 mm 2 später in einem Spannungs-Dehnungs-Diagramm zusammengefasst werden. Dabei wurden Spannungs-Dehnungs-Verläufe folgender Art ermittelt:

100 Experimentelle Untersuchungen 96 Bild 4-46: Spannungs-Dehnungsverlauf (Versuch Nr. 1; v d = 4,80 m/min, v s = 0,25 m/min; sowie der aus den Mittelwerten gebildete Spannungs-Dehnungsverlauf des Grundmaterials aus Bild 4-41) Dem Spannungs-Dehnungs-Verlauf können die mechanischen Eigenschaften der jewiligen Zugprobe entnommen werden. In dem Fall mit den Prozessparameter v s = 0,25 m/min und v d = 4,80 m/min (Versuch Nr. 1), haben die Zugproben unter Einfluss der Prüfkraft eine Streckgrenze von R e 400 MPa und eine Zugfestigkeit von durchschnittlich R m = 505,1 512,0 MPa erreicht. Hierbei erfuhren die Proben eine Dehnung von A = 22,1 23,8 %. Dem Bild 4-46 kann durch den Vergleich des Grundmaterials mit den gefügten Zugproben eine Veränderung der Streckgrenze als auch des sogenannten Proportionalbereiches entnommen werden. Eine Übersicht der Spannungs-Dehnungs-Verläufe aller Versuche aus dieser Versuchsreihe können Anhang A.10 entnommen werden Ergebnisse der Zugversuche Die Daten der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung der einzelnen Zugproben sind in der Folgenden Tabelle zusammengefasst:

101 Experimentelle Untersuchungen 97 Tabelle 4-14: Mechanische Eigenschaften der Zugproben aller Versuche Prozessparameter Mechanische Eigenschaften Ver. Zugfestigkeit Rm [Mpa] Bruchdehnung A [%] Nr. Vd Vs [m/min] [m/min] A- B- C- A- B- C- Probe Probe Probe Probe Probe Probe 1 4,85 0,25 512,0 506,6 505,1 12,15 11,56 10, ,42 512,0 502,5 499,3 15,7 14,6 15, ,59 519,1 519,5 515,6 16,09 17,77 15,08 4 0,69 518,0 519,7 519,1 14,75 15,8 15, ,79 516,1 513,9 504,5 15,88 17,18 17,98 6 0,89 512,0 521,2 515,9 17,17 17,68 16, ,98 500,0 521,4 524,0 16,48 15,29 15,50 8 1,23 515,4 516,1 518,9 17,84 16,24 15, ,36 494,6 514,8 519,9 17,23 17,66 16,06 Alle Proben dieser Versuchsreihen haben eine Streckgrenze von mindestens R e = 400 MPa erreicht. Dies bedeutet, dass die Schweißverbindungen aller Parameterkombinationen mindestens mit einer Spannung von 400 MPa belastet werden können, bevor der linear-elastische Bereich, in welchem die Dehnung der Spannung proportional ist, erreicht wird. Mit Hilfe eines Graphen, der die Versuchsnummer der zugehörigen Zugfestigkeit zuordnet, können die Ergebnisse der Zugversuche bezogen auf die Zugfestigkeit besser verglichen werden (siehe Bild 4-47). Hierbei zeichnen sich die Auswirkungen der Parameterkombinationen aus Drahtvorschub-Geschwindigkeit v d und Schweißgeschwindigkeit v s bzw. der eingebrachten Energie E ab. Am Beispiel des Versuchs Nummer 8 mit den Parametern v d = 17,0 m/min und v s = 1,23 m/min kann ein schlechteres Verarbeitungsergebnis des Schweißprozess, als das des Versuchs Nummer 9 mit den Parametern v d = 17,0 m/min und v s = 1,36 m/min nachgewiesen werden.

102 Experimentelle Untersuchungen 98 Zugfestigkeit Rm [MPa] 530,0 525,0 520,0 515,0 510,0 505,0 500,0 495,0 490,0 485,0 480,0 475, Versuchsnummer Bild 4-47: Gegenüberstellung der Zugfestigkeiten aller Versuche Zugprobe A Zugprobe B Zugprobe C Bei der Bewertung der mechanischen Eigenschaften der Proben können die Proben A; B; C in einer Schweiß-Parameterkombination nicht direkt miteinander verglichen werden, da es sich bei der Probe A jeweils um den Schweißnahtansatzbereich handelt (siehe Bild 4-45). Die Qualität der Schweißnaht bzw. dessen Gefüge, scheint in den ersten ca. 20 mm der Schweißnaht weniger hoch zu sein als in dem darauf folgenden Nahtbereich. An dem Beispiel des Versuchs Nummer 7, mit den Parametern v d = 13,0 m/min und v s = 0,98 m/min kann das Verhalten der ersten Probe (7A), die aus dem Schweißnahtansatzbereich stammt, besonders gut ersehen werden (siehe Bild 4-48). Bis zu einer Dehnung von ca. 7 % verhält sich diese wie die andern beiden Proben (7B und 7C), dann zerreißt die Probe frühzeitig. Dieses unterschiedliche Verhalten der Probe A im Vergleich zu den beiden anderen kann in Bild 4-48, sowie in Bild 4-49, eingesehen werden.

103 Experimentelle Untersuchungen 99 Spannung [MPa] Zugversuch Flachprobe, Blech DP-600W, Schweißprobe V Dehnung [%] Bild 4-48: Spannungs-Dehnungs-Verlauf (Versuch Nr. 7) Probe V7A Probe V7B Probe V7C Bild 4-49: Zugproben nach dem Zugversuch (Versuch Nr. 7) Diesen Unterschied im Verhalten der A-Probe gegenüber den andern beiden kann in mehr als der Hälfte der Versuche nachgewiesen werden. Deswegen liegt es nahe die A-Probe gegenüber der B- und C-Probe anders zu bewerten. Wenn die B- und C-Probe nun separat von der A-Probe betrachtet, und der Graph aus Bild 4-48 erneut erstellt wird, jedoch unter Ausschluss der A-Probe, zeigt sich folgendes Ergebnis:

104 Experimentelle Untersuchungen 100 Zugfestigkeit Rm [MPa] 540,0 530,0 520,0 510,0 500,0 490,0 480,0 470,0 460,0 450,0 440, Versuchsnummer Zugprobe B Zugprobe C Bild 4-50: Gegenüberstellung der Zugfestigkeiten aller Versuche unter Ausschluss der A- Probe Das Bild 4-50 lässt nun eine eindeutigere Beurteilung der verwendeten Schweißparameter ohne Einfluss des Schweißnahtansatzbereiches zu. Die Parameter aus den Versuchen mit den Versuchsnummern 3, 4, 6, 7 sowie Versuch Nr. 9 sind gegenüber den anderen Parametern zu favorisieren. Zwischen der minimalen und maximalen Zugfestigkeit, über alle Versuche betrachtet, bzw. der Zugfestigkeitsunterschied zwischen Versuch Nr. 2 und Versuch Nr. 9 liegt ein gemittelter Zugfestigkeitsunterschied von R m = 26,6 MPa. Dies entspricht bezogen auf den Versuch Nr. 2 einem Unterschied in der Zugfestigkeit von 5 %. Nach den Zugversuchen wurden die zerrissenen Proben vermessen. Hierbei wurden die mittlere Länge L α des kürzeren Probenteils und die mittleren Länge L β des längeren Probenteils vermessen. Bild 4-51: Die mittlere Länge L α des kürzeren Probenteils und die mittleren Länge L β des längeren Probenteils Es wurde die Längenänderung L 0 bezogen auf die Anfangsmesslänge L 0 der Probe bzw. der Probenteile ermittelt. Hierzu wurde die mittlere Länge L α des kürzeren Probenteils mit

105 Experimentelle Untersuchungen 101 der mittleren Länge L β des längeren Probenteils addiert und mit der Anfangsmesslänge L 0 subtrahiert. L 0 = L α + L β - L 0. Die Ergebnisse der Längenmessung sind der Tabelle 4-15 zu entnehmen. Tabelle 4-15: Längenänderung der Zugproben Längenänderung Ver. L₀ [mm] L α (< 0.5 L₀) [mm] L β (> 0.5 L₀) [mm] Nr. A- B- C- A- B- C- C- A-Probe B-Probe Probe Probe Probe Probe Probe Probe Probe 1 7,1 6,5 6, ,1 18,8 33,1 32,4 32,5 2 6,7 5,7 6,5 19,2 17,6 20,2 32,5 33,1 31, ,6 20,3 20,7 31,4 31,7 31,3 4 6,8 6,7 6,4 19, ,8 32,6 32,7 31,6 5 8,2 6,6 6,8 20, ,9 32,7 31,6 30,9 6 7,6 6,4 6,8 21,7 19,8 19,8 30,9 31, ,55 6,7 6,8 21, ,3 28,1 30,7 30,5 8 5,7 5,8 7 23,3 19,6 20,6 27,4 31,2 31,4 9 5,5 5,9 6,6 20,3 20,5 20,9 30,2 30,4 30,7 Die mittlere Länge L α des kürzeren Probenteils aller Versuche (ausschließlich A-Probe) wird in Bild 4-52 graphisch zusammengefasst Lα[mm] B-Probe C-Probe Versuchsnummer Bild 4-52: Vergleich der mittleren Länge L α des kürzeren Probenteils aller Versuche Aus den Beobachtungen ergibt sich zusammenfassend der Einfluss der Schweißparameter (Tabelle 4-12) auf das Bruchverhalten. Alle Proben zeigen dabei erwartungsgemäß einen Bruch in der WEZ.

106 Experimentelle Untersuchungen Bruchstelleanalyse Die Bruchstelleanalyse der Bruchfläche mittels des Rasterelektronenmikroskops zeigt einen typischen duktilen Bruch. Sowohl Schweißverbindung als auch Grundmetall zeigen ähnliche Eigenschaften auf den Bruchoberflächen. Typische rasterelektronenmikroskopische Mikrographen der Bruchoberfläche der geschweißten Probe können in Bild 4-53a eingesehen werden. a) b) Bild 4-53: Bruchstelle Beobachtung: a) Zähbruch Oberfläche, b) interkristalline Bruch Dieser duktile Bruch wird durch eine Grübchen-Struktur charakterisiert. Die Höhlen eingeschlossen von groberen Ablagerungen werden vergrößert und reißen während des weiteren Fließvorgangs des Materials. Das Material in der Nähe der Bruchoberfläche wird plastisch deformiert. Dies ist der Beweis des plastischen Flusses des Grundmaterials in der Wärmeeinflusszone während des Scherzugs und eines Übergangs zur duktilen Bruchzone. Die Bruchoberfläche in der Nähe vom Rand zeigt auch Grübchen. Es gibt einige Gebiete im Zentrum der Bruchzone: der zwischengranulierte Bruch, gezeigt in der Bild 4-53b. In diesem Fall erfolgt der Bruch in den Korngrenzen. Jeder Scherzug aller 9 unter verschiedenen Parametern geschweißten Proben zeigt dasselbe Verhalten. Allen Proben fehlte in der Wärmeeinflusszone der typische duktile Bruch. Der Grund dafür ist, dass die Endmikrostrukturen für alle Schweißbedingungen

107 Experimentelle Untersuchungen 103 ähnlich sind. Die Analyse der in diesem Kapitel abgebildeten Struktur erfolgt weiter in Kapitel Werkstoffanalysen Probenvorbereitung Nach dem Erstellen der Zugproben bleibt von den Schweißproben (2*L = 200 mm und H = 150 mm) ein Blechstreifen mit einer Schweißraupe von ca. 35 mm Länge übrig. Aus diesem Streifen wird die Probe für die Werkstoffanalyse entnommen (siehe Bild 4-54). Das Maß für die Probe wurde mit einer Breite von 20 mm und einer Höhe von 10 mm so gewählt, dass die Wärmeeinflusszone mit inbegriffen ist. Die Schliffe für die Analysen wurden in der Ebene AA ausgeführt. Somit ist ein ausreichender Abstand zum Nahtende gewährleistet. Bild 4-54: Entnahme der Probe für die Werkstoffanalyse (Ebene AA entspricht der Schlifffläche) Makro- und Mikroschliff Von den Materialschliffen wurden jeweils eine makroskopische und sieben mikroskopische Aufnahmen angefertigt. Die Aufnahmen im mikroskopischen Bereich decken folgende charakteristische Bereiche der Schweißverbindung ab: 1. Grundwerkstoff (GW); 2. Übergangsbereich zwischen Wärmeeinflusszone und Grundwerkstoff (GW-WEZ); 3. Wärmeeinflusszone bzw. deren drei Subbereiche (WEZ-mittel; -fein; -grob); 4. Schmelzlinie (SL); und 5. Schweißgut (SG). Aufnahmen dieser Bereiche wurden jeweils im Zentrum des Blechs und der Naht bzw. von der neutralen Faser gemacht (siehe Bild 4-55).

108 Experimentelle Untersuchungen 104 Bild 4-55: Makro-Schliff-Bild mit den charakteristische Bereichen des Grundmaterials und des Schweißgutes, mit den Positionen der mikroskopischen Aufnahmen des Gefüges Bild 4-56 zeigt das Grundmaterial des DP-Stahls DP-W 600+ZE mit der ferritischen Matrix (hell) und den martensitischen Einschlüssen (dunkel). Bild 4-56: Gefüge des Grundwerkstoffs DP-W 600+ZE (Ferrit-Matrix (hell) und Einschlüssen von Martensit (dunkel)) Die Gefügeveränderungen durch den Schweißprozess innerhalb der Wärmeeinflusszone sind in Bild 4-57 ersichtlich. Der Übergangsbereiches zwischen Wärmeeinflusszone und

109 Experimentelle Untersuchungen 105 Bild 4-57: Gefüge der WEZ-Zonen des DP-W 600+ZE (Versuch Nr. 1; v d =4,80 m/min, v s =0,25 m/min) Grundwerkstoff (Bild: oben, links) weist ein gröberes Gefüge, als das Gefüge des unbeeinflussten Grundwerkstoffs auf. Hierbei handelt es sich um ein bainitisches Gefüge mit Resten des Martensits und Ferrits. Bei dem Gefüge der mittleren Wärmeeinflusszone (Bild: oben, rechts) handelt es sich um ein bainitisches und perlitisches Gefüge. Die feine Wärmeeinflusszone (Bild: unten, links) weist ein feineres Gefüge auf, da diese längere Zeit hohen Temperaturen ausgesetzt war bzw. weniger schnell abkühlt als die mittlere WEZ. Das Gefüge der groben WEZ (Bild: unten, rechts) zeigt Strukturen des Widmannstättenschen Ferrits. Die Mikrostrukturen der verschiedenen Bereiche der geschweißten Probe V1 wurden untersucht, um die Materialeigenschaften nach dem Schweißen herauszuarbeiten. Für diesen Zweck wurde das Verfahren der optischen Mikroskopie angewandt, bei dem die Bruchflächen der verschiedenen Phasen durch das Mikroskop bestimmt werden. Da die Eigenschaften der Probe zentral-symmetrisch sind, wurde die Untersuchung lediglich für die Hälfte der Probe durchgeführt. Untersucht wurden die Oberkante, die Blechmitte sowie die Unterkante. In Bild 4-58 sind die drei untersuchten Bereiche, sowie einzelne Punkte dargestellt.

110 Experimentelle Untersuchungen 106 Bild 4-58: Untersuchte Punkte der geschweißten Proben für die Metallographie Da die Mikrostruktur zwischen der Schmelzzone und der Wärmeeinflusszone stark variiert, wurde in der Regel von jedem Millimeter von der Mittellinie bis zur Schmelzzone ein metallographisches Bild aufgenommen. Ab dem Zeitpunkt, als die Veränderungen in der Mikrostruktur abnahmen, wurde von jedem zweiten Millimeter von der Mittellinie der Schmelzzone ein Gefügebild aufgenommen. Um die Punkte im Folgenden einfacher zu unterscheiden, werden sie wie folgt definiert: der erste Buchstabe zeigt an, auf welcher Linie sich der Punkt befindet, C steht dabei für Blechmitte, U für Oberkantenlinie und L für Unterkantenlinie; die hintere Zahl zeigt an, wie weit der Punkt von der Mittellinie der Diffusionszone entfernt ist. Zum Beispiel: C-6 ist ein Punkt in der Blechmitte der Probe und 6 mm von der Mittellinie entfernt. Somit lässt sich vom Namen des Punktes die exakte Position bestimmen Verteilung des Phasenanteils In Bild 4-59 ist die Veränderung des Phasenbruchs aus der Mitte der Schweißnaht der Schmelzzone für die Oberkantenlinie, die Blechmitte und die Unterkantenlinie dargestellt.

111 Experimentelle Untersuchungen (a). Variation of phase fraction on the upper edge line Phase fraction Bainite martensite Ferrite Distance from the middle line of fusion zone /mm 1 (b). Variation of phase fraction on the center line Phase fraction Bainite Martensite Ferrite Distance from the middle line of fusion zone /mm (c). Variation of phase fraction on the lower edge line 1 Phase fraction Bainite Martensite Ferrite Distance from the middle line of fusion zone /mm

112 Experimentelle Untersuchungen 108 Bild 4-59: Variation des Phasenbruchs in der Blechmitte, sowie der Ober- und Unterkantenlinie (Martensit = gehärteter Martensit) Da die sekundären Phasen im Ferrit im subkritischen HAZ verhältnismäßig klein sind, sind sie schwer zu bestimmen. Allerdings ist die Abkühlgeschwindigkeit der Blechdichte verhältnismäßig hoch, weshalb der gehärtete Martensit als sekundäre Phase im subkritischen HAZ betrachtet wird [42]. Wie das Bild zeigt, vermindert sich der Bainitanteil von 100 % auf 0 % in einer Entfernung von etwa 6 mm von der Mitte der Schweißnaht aus. Der Ferritanteil steigt von 0 % auf etwa 90 %, während der Anteil des gehärteten Martensits lediglich leicht auf 10 % ansteigt. Es wird deutlich, dass der Phasenbruch von Bainite, Ferrit und gehärtetem Martensit auf einer Entfernung von 6 mm von der Mittellinie fast immer konstant bleibt. Zwischen einer Entfernung von 3 mm und 5 mm von der Mittellinie aus, zeigen der Bainitund der Ferritanteil auf den drei Linien lediglich geringe Differenzen. Die liegt an der gefassten Randform des Bogens von dem Schweißen [43]. In dieser Untersuchung, lag die Probe in V-Form vor. Wie in Bild 4-58 zu erkennen ist, stellt die Oberkantenlinie die längste Linie in der Schmelzzone dar. Der Ausgangswerkstoff besteht aus einer Ferritmatrix mit Martensit als sekundäre Phase. In der untersuchten GMA geschweißten Proben ist die Mikrostruktur allerdings noch bei einer Entfernung von 13 mm von der Mitte der Schweißnaht aus, bei 90 % Ferrit und bei fast 10 % gehärtetem Martensit als sekundärer Phase. GMAW wirkt, aufgrund der hohen Wärmezufuhr, auf das Material wesentlich intensiver als andere Schweißtechniken, wie z.b. das Widerstandspunktschweißen, ein. Es kann daher eine größere Fläche erwärmen und in einen weiten Bereich des Bogens kann die metastabile Phase Martensit in Austenit umwandeln [44] Mikrostrukturen an den Meßpunkten der Themozyklen Bild 4-60 zeigt Mikrostrukturen an den Meßpunkten der Thermozyklen. Bei der höchsten erreichbaren Temperatur und Abkühlungsrate des Punktes L-2, welche höher sind als bei anderen Punkten, nimmt die Mikrostruktur stärkere bainitische Strukturen an. In den Mikrostrukturen von L-6 und L-8 findet sich kein Bainit, was durch eine niedrigere Peaktemperatur und Abkühlungsrate erklärt werden kann. Allerdings sind die Abkühlungsraten von L-6 und L-8 bestimmt durch das Doppelthermoelement unverändert hoch im Vergleich zum normalen Zustand. Die durch die Thermocalc Software gesondert berechneten A c1 und A c3 für das untersuchte Material betragen 719 C und 851 C. Folglich gibt es keine Austenitbildung

113 Experimentelle Untersuchungen 109 während des Heizens der Mikrostruktur an den weiter als L-8 (vielleicht L-7) weg liegenden Punkten. Bild 4-60: Mikrostruktur für die Punkt L-2, L-4, L-6 and L Vergleich der Mikrostruktur in verschiedenen Positionen der Schweißnahtmitte Bild 4-61 und Bild 4-62 vergleichen die verschiedenen Punkte auf den drei Linien, d.h. der Oberkantenlinie, der Blechmitte und der Unterkantenlinie. Ausgehend von Bild ist es offensichtlich, dass die Punkte in der Mittellinie der Schmelzzone annähernd 100 % Banit aufweisen. Aber für Punkte, die sich in einer Entfernung von 2 mm von der Mittellinie der Schmelzzone befinden, zeigen sich Unterschiede. Die Mikrostruktur für die Punkte C-2 und L-2 ist ähnlich, während die Mikrostruktur des Punkts U-2 in etwa, wie die des U-0 ist, davon abgesehen, dass dort Ferrit angezeigt wird. Der Grund dafür ist, dass der Punkt U-2 sich unverändert in der Schmelzzone befindet, während die Punkte C-2 und L-2 sich schon in der HAZ befinden.

114 Experimentelle Untersuchungen 110 Bild 4-61: Vergleich der Mikrostruktur zwischen den Punkten U-0, C-0 und L-0 sowie zwischen den Punkten U-2, C-2 und L-2 Bild 4-62: Vergleich der Mikrostrukturen zwischen den Punkten U-4, C-4 und L-4 sowie zwischen U-6, C-6 und L-6

115 Experimentelle Untersuchungen 111 In Bild 4-62 haben die Mikrostrukturen für U-4, C-4 und L-4, welche sich gleich weit von der Mittellinie der Schmelzzone entfernt befinden, unterschiedliche Erscheinungsbilder. U- 4 zeigt mehr Bainit als C-4 und L-4, weil sich U-4 näher an der Schmelzzone als am V- Bogen befindet. Trotzdem zeigen die Punkte ähnliche Mikrostrukturen, wenn der Abstand zur Mittellinie der Schmelzzone größer als 6 mm ist. Deshalb ist anzunehmen, dass die Thermozyklen der Punkte L-6 und L-8 denen für C-6 und C-8 ähneln. In Anlehnung an diesem Vergleich ist es offensichtlich, dass die Veränderung der Mikrostruktur für die drei Linien ähnlich ist, mit Ausnahme der verschiedenen Startpunkte für die HAZ, aufgrund des V-Form Schweißens Mikrostruktur entlang der Blechmitte für die Blechstärke Für jede, der drei Linien, wurden 12 Punkte durch die Metallographie untersucht. Es ist sinnvoll die Phasenverteilung an der gesamten Probe zu prüfen. Die Mikrostrukturen für die Punkte in der Blechmitte sind besonders wichtig für die Analyse der Enthärtungszone. Deshalb wird nur die Veränderung der Mikrostrukturen entlang der Blechmitte erörtert. In Bild 4-63 wird die Mikrostruktur für die Punkte C-0, C-1, C-2 und C-3 dargestellt. Ausschließlich die Punkte C-0 und C-1 befinden sich in der Schmelzzone, während die Punkte C-2 und C-3 sich in der Wärmeeinflusszone befinden. Die Schmelzgrenze kann durch einen Graustufenkontrast in der Mikrostruktur von Punkt C-1 festgemacht werden. Es kann davon ausgegangen werden, dass die Mikrostruktur in FZ (Schweißgut, siehe Bild 4-58) hauptsächlich aus Bainit besteht. Indes zeigt das Bild 4-63 den Unterschied der Mikrostrukturen zwischen den verschiedenen Punkten.

116 Experimentelle Untersuchungen 112 Bild 4-63: Mikrostruktur für die Punkte C-0, C-1, C-2 und C-3 Die Mikrostrukturen der vier Punkte bestehen aus etwa 95 % Bainit, was im Kapitel Variation des Phasenbruchs dargestellt wurde. Jedoch ist die Morphologie des Bainits in diese Mikrostrukturen nicht die Gleiche. Die Mikrostrukturen der Punkte C-0 und C-1 bestehen hauptsächlich aus nadeligen Ferrit, welches eine Form des Bainits ist [43]. Im Gegensatz dazu, bestehen die Mikrostrukturen für die Punkte C-2 und C-3 aus granulatförmigen Bainitkörner mit Ferritkorngrenze. Das könnte darin begründet sein, dass C-0 und C-1 sich in der Schmelzzone befinden. Die Impfmittel des Schweißguts helfen bei der Entstehung der nadeligen Ferritstruktur in der Schmelzzone, jedoch nicht in der HAZ. [45]. Nebenbei sei angemerkt, dass die Bainitkorngröße in C-3 kleiner ist als in C-2. Wenn sich der Abstand des Punktes von der Mittellinie der Schmelzzone erhöht, verkleinern sich die Bainitkorngröße und der Bainitbruch. Die Metallschmelze in der Schmelzzone (FZ) ergibt sich aus der abschmelzenden Elektrode. Die chemische Zusammensetzung des Schmelzbads und der Abkühlungsrate kann die endgültige Mikrostruktur der FZ haben [44]. Die Austenitkorngröße und die Höhe der Einlagerungen, wie Titaniumoxid und Titaniumnitrid, können darüber entscheiden, ob nadeliger Ferrit oder Bainit die vorherrschende Phase ist. Wenn die Einlagerungen gering sind und die Austenitkorngröße klein ist, ist die endgültige Mikrostruktur überwiegend Bainit [46]. Die Mikrostrukturen für die Punkte C-4, C-5, C-6, C-7, C-8 und C-10 sind in Bild 4-64 dargestellt. Da die Mikrostruktur für Punkt C-12 ähnlich der von C-10 ist und die

117 Experimentelle Untersuchungen 113 Mikrostruktur für Punkt C-13 aufgrund der Stressbelastung beim Schneiden verzogen ist, werden die Mikrostrukturen für C-12 und C-13 in der Abbildung nicht dargestellt. Bild 4-64: Mikrostrukturen für die Punkt C-4, C-5, C-6, C-7, C-8 und C-10 Offensichtlich ist die Ferritkorngröße in C-4 und C-5 größer als in den anderen Punkten. Die größte Differenz in der Ferritkorngröße zeigt sich zwischen den Punkten C-5 und C- 6. Allerdings zeigt ist in C-5 ein Ferrit-Bainit-Gefüge, wogegen C-6 ein Gefüge aus Ferrit und angelassenen Martensit zeigt. Die Ferritkorngröße in C-6 ist auch homogener als in C -7. Demgegenüber sind die Ferritkorngrößen in C-8 und C-10 ähnlich (allerdings kleienr und auch homogener als in C-7. In Tabelle 4-16 werden die Ferritkorngrößen für C-6, C-7 und C-8 miteinander verglichen. Demnach sind die Größen von C-6 über C-7 bis zu C- abnehmend.

118 Experimentelle Untersuchungen 114 Tabelle 4-16: Ferritkorngröße in den Positionen C-6, C-7 und C-8 Position C-6 C-7 C-8 Ferritkorngröße (µm) Positionen, die weiter von der Mittellinie entfernt sind wie C-8 und C-10, zeigen kaum Unterschied zum Grundwerkstoff, wobei allerdings der Martensit angelassen ist. Ab Position C-7 zeigt sich Ferritkornwachstum, was zu einem Maximum in der Ferritkorngröße in C-6 führt. Ab da an zeigen sich bainitische Gefügeanteile, die ab C-5 bis C-0 zunehmen. Dies lässt sich die höhere Austenitisierungstemperatur und die hohen Abkühlraten erklären. Diese Analysen korrelieren mit der Tatsache, dass Positionen nahe der Schmelzzone höhere Peaktemperatur erreicht haben. Die erreichbaren Abkühlraten reichen aus, um bainitische Umwandlung zu ermöglichen. An den weiter entfernten Positionen, in den die Peaktemparatur nicht für eine Pahsenuwmandlung ausreicht, bleibt die ursprüngliche Phasenverteilung vorhanden, lediglich Ferritkornwachstum und Anlassen des Martensit können auftreten. Nach Analyse der makroskopischen und mikroskopischen Aufnahmen aller Versuche dieser Versuchsreihe, wurden diese auf Nahtunregelmäßigkeiten nach DIN EN ISO 5817 untersucht. Es konnte hierbei keine Nahtunregelmäßigkeiten gefunden werden. Es konnten, anhand der Gefüge-Aufnahmen der Ebene AA (siehe Bild 4-54), keine Nahtunregelmäßigkeiten, wie Poren, Risse, Lunker, und Kerben nach DIN EN ISO 5817:2006 festgestellt werden. Eine Übersicht des Makro- und Mikroschliffs aller Schweißprozesse aus dieser Versuchsreihe können dem Anhang A.11 entnommen werden Veränderung der Schweißgeschwindigkeit bei konstanter Drahtvorschubgeschwindigkeit Um den Einfluss der Schweißparameter auf die Struktur im WEZ zu bestimmen, galt es, eine Serie von Schweißungen durchzuführen. Es wird der Modus V2 aus der Tabelle 4.5 verwendet. Hierbei ist die Schweißgeschwindigkeit der variable Parameter bei konstanter Drahtvorschubgeschwindigkeit. Die Thermoelemente befinden sich in den Entfernungen 2, 4, 6, 8 mm vom Zentrum der Naht für die Messung der Thermozyklen, wie das Kapitel festgelegt.

119 Experimentelle Untersuchungen 115 Bild 4-65: Experimentelle Thermozyklen in den verschiedenen Abständen zur Schweißnahtmitte Die gemessenen Thermozyklen sind auf dem Bild 4-65 dargestellt. Auf den Bildern ist das Senken der maximalen Temperatur mit der Vergrößerung der Entfernung zur Schweißnahtmitte und der Erhöhung der Schweißgeschwindigkeit ersichtlich. Die endlichen Strukturen in den Messpunkten der WEZ, die infolge des entsprechenden thermischen Zykluses gebildet wurden, sind auf den folgenden Bildern vorgestellt.

120 Experimentelle Untersuchungen 116

121 Experimentelle Untersuchungen 117 Bild 4-66: Gefüge in der WEZ in Abhängigkeit von der Schweißgeschwindigkeit und Abstände zur Schweißnahtmitte Bei einer Entfernung von 2 mm zur Schweißnaht auf dem Gebiet SL ist eine dendritische Struktur erkennbar, die hauptsächlich aus Ferrite und Perlite besteht. Weiter besteht im Abstand von 4 und 6 mm zur Schweißnaht die Mikrostruktur ebenso aus Ferrite und

122 Experimentelle Untersuchungen 118 Perlite, aber es ändert sich ihr Prozentverhältnis. In dem Abstand von 8 mm zur Schweißnaht ist die Struktur des Hauptmaterials, die aus Ferrite und Martensite besteht, bereits erkennbar. Es tritt mit zunehmender Schweißgeschwindigkeit erwartungsgemäß eine Kornverfeinerung auf, d.h. der Umfang der Körner verringert sich bei Vergrößerung der Schweißgeschwindigkeit. Dies wiederum geschieht wegen der Reduktion der maximal erreichbaren Temperatur und als Folge der Austenitisierungszeit. Wie oben beschrieben, bildet sich ein feritisch-perlitisches Gefüge in der WEZ. Die Härteuntersuchungen in der WEZ und im Schweißgut erfolgen im nächsten Kapitel Härteprüfung Für die Härtemessung an den Schweißverbindungen wurde das Verfahren nach Vickers (DIN EN ISO 6507) angewendet. Hierzu wurden die bereits angefertigten Materialschliffe verwendet. Das Material wurde im Kleinlastbereich nach Vickers untersucht. Hierbei wurde mit einer Prüfkraft von einem Kilopond (entspricht 9,8 N), der sogenannten Prüfkaft HV1, das Material belastet. Die Härtemessung wurde jeweils auf einer Geraden, der neutralen Faser der Bleche, durchgeführt. Es wurden 35 Messpunkte, verteilt auf einer Messstrecke von 14 mm, überprüft (siehe Bild 4-67) 300,0 250,0 Härte HV 1 200,0 150,0 100,0 50,0 0,0-6,00-4,00-2,00 0,00 2,00 4,00 6,00 Abstand [mm] Bild 4-67: Ergebnis der Härtemessung (HV1) der Schweißverbindung (Versuch Nr. 1; v d =4,80 m/min, v s =0,25 m/min). Hinterlegtes Makroschliffbild In Bild 4-67 ist die Härte nach Vickers (HV1) in Abhängigkeit von der Messstrecke des Versuches Nr. 1 wiedergegeben. Es können mit dem Härte-Diagramm in Kombination mit dem hinterlegten Makroschliffbild die WEZ-Bereiche als auch der Übergang von der WEZ zum Grundwerkstoff sowie die Schmelzlinie analysiert werden. Es ist in dem Schliffbild

123 Experimentelle Untersuchungen nach einer Strecke von ca.1 mm, vom Anfang der Härtemesspunkte gesehen, der Bereich des Grundmaterials zu erkennen, der relativ abrupt in die WEZ übergeht. Dies ist im Härte-Diagramm durch das Härteminimum (HV1 = 150,9) wiederzuerkennen. In dem Bereich der mittleren WEZ steigt die Härte an (HV1 165). Zwischen der mittleren und der groben WEZund imm Bereich der feinen WEZ bleibt die Härte gleich. Danach ab dem Übergang zur groben WEZ steigt die Härte bis zum Härte-Maximum in der Schweißraupe an. Die Tabelle 4-17 gibt die Ergebnisse der Härtemessungen aller Versuche bezüglich der Härte-Extremwerte und der Entfernung des Härte-Minimums zum Nahtzentrum wieder. Tabelle 4-17: Ergebnisse der Härtemessungen Versuchs Nr. Härtemessungen Extrema Mittelwert Min Max [HV1] [HV1] [HV1] 1 150,9 218,9 182, ,5 209,6 178, ,7 214,2 186, , , ,8 230,5 190,4 5, ,6 223,7 183, ,7 213,3 183,2 5, ,4 212,3 178, ,5 217,9 191,9 5,50 Entfernung des Härte-Minimums vom Nahtzentrum [mm] Die Ergebnisse aus Tabelle 4-17 werden in Bild 4-68 graphisch zusammengefasst. Bild 4-68 gibt eine Gegenüberstellung der Härtemessungen bzw. der ermittelten Härte- Extremwerte aller Versuche wieder. Die zu erkennenden Schwankungen von der maximalen als auch der minimalen Härte der jeweiligen Schweißparameterkombination (Versuchsreihe Nr. 1-9) deckt sich näherungsweise mit den Schwankungen der ermittelten Zugfestigkeiten aus den Zugversuchen. Vgl. hierzu Bild

124 Experimentelle Untersuchungen Härte HV max. Härte Mittlere Härte Versuchsnummer Bild 4-68: Gegenüberstellung der maximalen und minimalen Härte (HV1) aller Versuche Desweitern kann festgestellt werden, dass mit steigendem Drahtvorschub- und steigender Schweißgeschwindigkeit die Entfernung des Härte-Minimums zum Nahtzentrum sinkt (siehe Tendenzlinie in Bild 4-69). Dies ist auf die sinkende Energieeinbringung, entlang der Versuche Nr.1 bis Nr.9 gesehen, zurückzuführen. Siehe auch Tabelle Entfernung [mm] Versuchsnummer Bild 4-69: Gegenüberstellung der Entfernung (in y-richtung) des Härte-Minimums von dem Nahtzentrum aller Versuche Die Härtemessung des gesamten Schliffquerschnittes (Härtemapping) wurde parallel zur Härtemessung nach Vickers durchgeführt. Ein Beispiel für Probe V1 zeigt Bild 4-70.

125 Experimentelle Untersuchungen 121 Bild 4-70: Härtemapping für die Probe V1 In dem angegebenen Bild sind die Gebiete mit hohen und niedrigen Härtewerte leicht erkennbar. Die Vergrößerung der Festigkeit im Bereich der Schweißnaht und ihr Abfall in der WEZ bestätigt die Ergebnisse der Härtemessung nach Vickers. Die Wärmeeinflusszone ist dabei die weiche Zone mit der niedrigsten Härtewerten. Hier versagt die Probe im Zugversuch (siehe Kapitel ). Die Analyse der Ergebnisse der ausgebildeten Struktur in der WEZ (siehe Kapitel ) zeigen ein ferritisch-perlitisches Gefüge. Eine Übersicht der Härtemessungen aller Versuche aus dieser Versuchsreihe können Anhang A.12 entnommen werden Simulation der Schweißprozesse Im Rahmen des Forschungsprojektes sieht die Berechnung der Thermozyklen beim MSG Schweißen eine enge Einbeziehung des am ISF entwickelten Schweißprozesssimulationssystems SimWeld vor [47]. Das Simulationssystem SimWeld nutzt zur Schweißprozesssimulation physikalische Modelle, die weitestgehend alle Phänomene des Metallschutzgasschweißens beschreiben und numerisch lösen. Das Ergebnis der Schweißprozesssimulation zeigt die Schweißparameter für einen bestimmten Grundwerkstoff/Zusatzwerkstoff, Blechdicke, Fugengeometrie, und Schweißposition. Darüber hinaus berücksichtigt die Simulation auch schweißanlagenspezifische Parameter, wie die Länge des Schlauchpaketes sowie das Regelverhalten der jeweiligen Schweißstromquelle. Zurzeit ist das Regelverhalten für vier Schweißstromquellen (Cloos, Fronius, EWM u. OTC) implementiert. Dementsprechend ist das Simulationsprogramm in der Lage neben der numerischen Berechnung der Schweißnahtgeometrie auch den zeitlichen Verlauf von Schweißstrom und Schweißspannung sowie Lichtbogenlänge und

126 Experimentelle Untersuchungen 122 Zeitpunkt des Tropfenübergangs zu berechnen, die zusammen die Prozessstabilität bilden, und als Informationen bereit zu stellen. SimWeld besteht aus den fünf Hauptmodulen: Task Manager, Preprozessor, Presolver, Solver und Postprozessor, Bild Ein zusätzliches Modul Stapelarbeit ermöglicht die aufeinanderfolgende Bearbeitung mehrerer Simulationsaufgaben im Hintergrund. Zum Paket gehört auch der IGRIP -Kommunikationsserver, der zur Datenübergabe zwischen IGRIP, einem offlineprogrammierbaren Tool für Roboter, und SimWeld dient. Bild 4-71: Struktur des Schweißprozesssimulationssystems SimWeld Das Modul Task Manager, das zuerst beim Aufruf von SimWeld gestartet wird, ermöglicht die Wahl der Simulationsaufgabe und steuert den Simulationsablauf. In dem Modul Preprozessor wird die komplette, zu simulierende Schweißaufgabe definiert.

127 Experimentelle Untersuchungen 123 Das Modul Presolver ermöglicht die Simulation der Prozesse beim Drahtabschmelzen und liefert den zeitlichen Verlauf von Strom, Spannung und Lichtbogenlänge. Aufgrund dieser Ausgabedaten können die Wärmecharakteristiken des Prozesses und seine Stabilität ermittelt werden. Die numerische Berechnung der stationären Nahtausbildung und des Temperaturfeldes wird im Modul Solver durchgeführt. Dieses Modul funktioniert im Hintergrund und ist für den Benutzer unsichtbar. Für die Darstellung, Analyse, Protokollierung und Text-/Bildausgabe der Simulationsergebnisse dient das Modul Postprozessor. Hier können die berechneten Schweißnahtabmessungen und die Temperaturkurven abgelesen werden. Würden die Prozessrandbedingung in der Fertigungsanlage idealer Weise mit den in der Simulation angenommenen Bedingungen übereinstimmen, so würden sich die Ergebnisse der Simulation sowohl für die Schweißnahtgeometrie als auch für die transienten Daten, wie Schweißstrom und Schweißspannung, auch beim Schweißen in der Fertigungsanlage übereinstimmen. Dies ist jedoch aus den genannten Gründen leider meistens nicht der Fall. Die Ergebnisse der Schweißprozesssimulation bilden jedoch eine ausgezeichnete Basis für die Entwicklung von Modellen sowohl für die Prozessüberwachung als auch für die Prozessadaption an die sich ändernden Prozessrandbedingungen für den realen Schweißprozess. Wie schon erwähnt, soll das Simulationssystem Simweld bei den zu erarbeitenden Lösungsansätzen eine zentrale Rolle einnehmen. In Bild 4-72 sind die Nutzung und die Anbindung des Simulationssystems für die einzelnen Aufgabenstellungen im Detail dargestellt.

128 Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Institut für Eisenhüttenkunde Rheinischh - Westfälische Technische Hochschule Aachen Experimentelle Untersuchungen 124 Bild 4-72: Einsatzbereiche von SimWeld im Projekt So sollen mit dem Simulationssystem Simweld für die jeweiligee Applikation die Start- die Funktionsmodule parameter für die Prozessebene generiert werden. Weiterhin sollenlen des Simulationssystems zur Berechnung der Thermozyklen genutzt werden Einstellungen für die Simulation Zur Simulation der Thermozyklen der Schweißnähte und der Schweißnaht-Geometrie wurde das Softwaretool SimWeld in der Version benutzt. Alle Parameter aus den Vorangegangen Schweißversuchen wurden übernommen. Es wurden folgende Einstellungen für die Simulation ausgeführt: Stromquelle (Reiter: "Anlage"): Stromquelle: OTC; Drahttype: SG-YGW12; Drahtgeometrie: 0.9 mm; Abstand: 15 mm; Wire initial heating: on; Contact nozzle temperature: 40 C. Werkstoff (Reiter: "Werkstoff"): DP600W Schweißverbindung (Reiter: "Verbindung"): Stotyp: Stumpfsto Blechdicke: 2,5 mm

129 Experimentelle Untersuchungen 125 Spaltbreite: 0,1 mm Length of calculation: mm (abhngig von v_s) Schweißparameter (Reiter: "Parameter"): Schweigeschwindigkeit: 25,0136,0 cm/min OTC: a) Robot; b) Pulse Welding feed speed: 4,8517,00 m/min Pulse control: value Arc control: synergic Simulation der Temperaturzyklen Mit Hilfe von SimWeld wurden die Temperaturverläufe zu den 9 Parameter- Kombinationen aus Tabelle 4-12 simuliert. Diese simulierten Thermozyklen wurden dann in einem weiteren Schritt mit den Thermozyklen, die während der Schweißversuche (siehe Kapitel ) ermittelt wurden, verglichen. Es konnten dann Graphiken nach folgender Art erstellt werden (siehe Bild 4-73).

130 Experimentelle Untersuchungen 126 T [ C] mm Bild 4-73: Vergleich der Thermozyklen aus dem Schweißversuch (blau) und dem der SimWeld-Simulation (rot) (Versuch Nr. 1; v d = 4,80 m/min, v s = 0,25 m/min) An dem im Bild 4-73 gezeigtem Beispiel (Schweißparameter-Kombination aus Versuch Nr. 1.) der Thermozyklus-Vergleiche, die die Temperaturen in einem Abstand von 2 4 mm zum Nahtzentrum (in y-richtung) wiedergeben (vgl. Bild 4-42), kann ein Unterschied in der maximalen Temperatur T max und der Abkühlzeit t 8/5 zwischen dem ermittelten und dem simulierten Verlauf festgestellt werden. MSG Thermozyklen, V1 V d = 4,8 m/min V S = 0,25 m/min 4 mm 6 mm Die Differenzen zwischen den Messwerten und den durch die Simulation ermittelten Werten für die maximale Temperatur aller Schweißparameter-Kombinationen kann der Tabelle 4-18 entnommen werden. Es wurden die maximalen Temperaturen, jeweils in einem Abstand von 2, 4, 6, und 8 mm zum Nahtzentrum (in y-richtung), der simulierten und der gemessenen Werte zusammengefasst. 8 mm t [s] Experiment Simulation SimWeld

131 Experimentelle Untersuchungen Tabelle 4-18: Vergleich der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur 127 Vergleich der maximalen Temperaturen Ver. T Nr. max (TE1) [ C] T max (TE2) [ C] T max (TE3) [ C] T max (TE4) [ C] Messwert SimWeld Messwert SimWeld Messwert SimWeld Messwert SimWeld , ,3 897,5 670,4 731,5 492,3 556, ,3 1362,0 855,1 1069,0 721,1 872,1 603,2 779, ,9 1337,0 860,6 1018,0 692,2 823,1 567,3 740, ,8 1351,0 893,9 1034,0 662,3 837,5 502,0 752, ,8 1275,0 857,3 940,9 670,4 761,6 492,3 689, ,2 1336,0 941,7 1003,0 645,2 808,4 539,3 728, ,1 1282,0 765,5 940,1 563,5 760,3 498,0 688, ,3 1282,0 773,4 940,5 594,4 760,4 457,4 688, ,2 1221,0 770,3 874,7 515,1 715,2 419,9 650,0 Der in Tabelle 4-18 erkennbar werdende Unterschied der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur, wird am Beispiel des Abstandes von 2 mm (Thermoelement: TE1) graphisch in Bild 4-74 wiedergegeben. Anhand der Trendlinien zu den gemessen und den simulierten Werten lässt sich eine annähernd gleichbleibend große Diskrepanz zwischen den Messwerten und den Simulationswerten feststellen. 1600,0 1400,0 Temperatur Tmax [ C] 1200,0 1000,0 800,0 600,0 400,0 200,0 Messwert SimWeld 0, Versuchsnummer Bild 4-74: Vergleich der gemessenen und der simulierten maximalen Temperatur in einem Abstand von 2mm von dem Nahtzentrum (TE1) Die Abweichungen der maximalen Temperatur, bezogen auf das Thermoelement TE1, liegen in einem Rahmen von T max = 124,7 419,9 C. Allgemein können für eine Differenz zwischen den simulierten und den gemessenen Werten prinzipiell zwei Ursachen verantwortlich sein. Entweder es werden bei der

132 Experimentelle Untersuchungen 128 Messung falsche Werte ermittelt, die nicht dem tatsächlichen Thermozyklus an der gemessenen Stelle entspricht; oder es handelt sich um eine ungenaue Simulation bzw. um eine Simulation mit abweichenden Voraussetzungen. In dieser Versuchsreihe kommen beide Gründe zum Tragen. Zum Einen ist es sehr schwer, die Thermoelemente genau zu positionieren und zum Anderen erschwert die Art der Befestigung (Punktschweißung) die Beurteilung der Messposition nach dem Befestigen des Thermoelements. In diesem Zusammenhang wurde mit Hilfe von SimWeld ermittelt, wie sich eine Abstandsänderung der Messposition auf die Messungergebnisse auswirkt. Hierbei wurde, bezogen auf Versuch Nr. 1 (v d = 4,8 m/ min und v s = 0,25 m/min), ermittel, dass ein 0,5 mm größerer Abstand vom Nahtzentrum in y-richtung, die Differenz der maximalen Temperatur T max = 54 C beträgt. In dem Fall einer Abweichung von 1,0 mm in y- Richtung erhöht sich die Temperaturdifferenz auf T max = 117 C (siehe Bild 4-75). Auf alle weiteren Versuche wirkt sich diese Abweichung, abhängig von der in die Naht eingebrachte Energie pro Strecke, ähnlich aus. Allerdings ist zu beachten, dass das Ermitteln dieser Abweichung mit Hilfe des Simulationstools, erneut zu einem Fehler führen kann. Temperatur [ C] Tmax,Messwert = 1148 C Tmax,Sim_2,0mm = 1392 C Tmax,Sim_2,5mm = 1338 C Zeit [s] TE1_Messwert TE1_Simulation_2,0mm TE1_Simulation_2,5mm TE1_Simulation_3,0mm Bild 4-75: Abweichung der maximalen Temperatur in Abhängigkeit von dem Abstand zum Nahtzentrum (in y-richtung) für das Thermoelement TE1 am Beispiel der Parameterkombination aus Versuch Nr. 1 Desweiteren wird eine Temperaturdifferenz durch abweichende Simulationsvoraussetzungen hervorgerufen. Diese abweichende Voraussetzung bezieht sich auf Unterschiede in der Höhe der Temperaturmessung (in z-richtung). Anstatt die Messung auf der Oberfläche des Bleches (bzw. z = -2,5 mm), wie bei der tatsächlichen

133 Experimentelle Untersuchungen 129 Messung durchzuführen, kann mit SimWeld nur bis in eine Tiefe von z = -2,4 mm der Thermozyklus simuliert werden (siehe Bild 4-76) Bild 4-76: Mess-Position der Thermozyklen durch SimWeld bei z = - 2,4 mm Die so entstandene Differenz zwischen den Messwerten und den durch die Simulation ermittelten Werten für die Abkühlzeit aller Schweißparameter-Kombinationen kann der Tabelle 4-19 entnommen werden. Hierbei ist zu beachten, dass nicht an allen Messpunkten (Abstand: 2, 4, 6, 8 mm vom Nahtzentrum, bzw. TE1-TE4) eine Temperatur von über 800 C während des Prozesses erreicht wurde und somit die Abkühlzeit t 8/5 nicht ermittelt werden konnte (siehe x in Tabelle 4-19). Desweiteren war es Simweld ab einer Drahtvorschub-Geschwindigkeit von v d =15 m/min auch bei einer Simulationslänge der Schweißnaht von über 5000 mm nicht möglich die Thermozyklen bis zur Abkühlung auf unter 500 C auszuführen. Die fehlenden Simulationswerte von ca. 550 C bis zum Erreichen von 500 C wurden mit Hilfe von Extrapolation des Thermozykluses ermittelt (siehe * Tabelle 4-19). Tabelle 4-19: Vergleich der gemessenen und der simulierten Abkühlzeit Abkühlzeit-Vergleich t 8/5 (TE1) [s] t 8/5 (TE2) [s] t 8/5 (TE3) [s] t 8/5 (TE4) [s] Messwert SimWeld Messwert SimWeld Messwert SimWeld Messwert SimWeld 1 20,4 17,2 25,1 17,3 26,9 17,4 x 17,6 2 15,4 16,7 18,3 17,8 x 17,6 x x 3 14,5 16,0 15,6 16,4 x 20,9 x x 4 20,4 16,3 21,2 16,7 x 17,5 x x 5 14,9 15,4 15,7 16,0 x x x x 6 14,3 15,9 16,5 16,4 x 17,7 x x 7 14,6 15,6 x 16,2 x x x x 8 14,4 14,96* x 15,8* x x x x 9 12,4 14,41* x 15,52* x x x x Ver. Nr. x: 800 C wurden an diesem Messpunkt nicht erreicht, somit kann t 8/5 nicht ermittelt werden *: Extrapolation des Thermozyklus von ca. 550 C bis zum Erreichen von 500 C, da SimWeld die Simulation nicht bis 500 C ausführen konnte

134 Experimentelle Untersuchungen 130 Der Vergleich der gemessenen und der simulierten Abkühlzeit aus Tabelle 4-19 wird am Beispiel des Abstandes von 2 mm (TE1) graphisch im Bild 4-77 wiedergegeben. Es kann hierbei eine weitestgehende Übereinstimmung der Abkühlzeit ermittelt werden. Die Abweichungen der Abkühlzeit aller Versuche, bezogen auf das Thermoelement TE1, liegen in einem Rahmen von t 8/5 = 0,6 4,1 s. 25,0 20,0 Abkühlzeit t 8/5 [s] 15,0 10,0 5,0 Messwert SimWeld 0, Versuchsnummer Bild 4-77: Vergleich der gemessenen und der simulierten Abkühlzeit in einem Abstand von 2 mm von dem Nahtzentrum (TE1) (*, siehe Tabelle 4-19) Trotz der beschriebenen Abweichungen weisen die experimentellen und simulierenden Thermozyklen eine grundsätzlich gute Übereinstimmung auf und können unter Berücksichtigung der möglichen Fehlerursachen für die in Kapitel 5 beschriebene Simulation des Gefüges verwendet werden. Eine Übersicht der simulierten Thermozyklen aller Schweißprozesse aus dieser Versuchsreihe können dem Anhang A.9 entnommen werden

135 Experimentelle Untersuchungen Dilatometrische Untersuchungen Für die beiden DP-Stähle wurden Glühversuche an einem Umformdilatometer des Typs DIL-805A/D der Firma BÄHR-Thermoanalyse durchgeführt. Es wurden Schweiß-ZTU- Diagramme unter schweißprozessähnlichen Parametern, d.h. schnelles Heizen und unmittelbar Abkühlen) unter Variation von Heizrate, Peaktemperatur und Kühlrate aufgenommen. Hierbei wurden rechteckige Proben (7 mm 4 mm 1,5, bzw. 2,5 mm) verwendet. Die Proben wurden auf verschiedene Austenitisierungstemperaturen erhitzt (900 ºC, 1050 ºC, 1200 ºC, 1350 ºC). Bei den Glühversuche wurden zwei relativ hohe Heizraten verwendet: 100 ºC/s und 400 ºC/s. Anschließend wurden die Proben mit verschiedenen Abkühlgeschwindigkeiten (25 ºC/s, 50 ºC/s, 150 ºC/s, 250 ºC/s, 350 ºC/s) auf Raumtemperatur abkühlt. Während der Versuche wurde die Dilatation gemessen, mit deren Hilfe die Punkte der Phasenumwandlung identifiziert werden können. Die Dilatometerproben wurden anschließend metallographisch präpariert und mit Nital angeätzt, um die endgültigen Mikrostrukturen am Lichtmikroskop darzustellen. Bild 4-78: Umformdilatometer DIL-805A/D der Firma Bähr am IEHK und Zusammenstellung der möglichen Analyseparameter Aufheizen Die zentrale Kenngröße zur Analyse des Aufheizens ist die Austenitkorngröße bei Peaktemparatur. Ebenso ist sie eine wichtige Kontrollmöglichkeit für die Größe der Mikrostruktur nach Abschreckung, d.h. nach einer schnellen Abkühlung. Die folgenden

136 Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Experimentelle Untersuchungen 132 Abbildungen zeigen den Effekt der Heizrate und der Peaktemperatur auf die Austenitkorngröße beispielhaft für den kaltgewalzten DP-Stahl a. b. c. d. e. f.

137 Experimentelle Untersuchungen 133 g. h. Bild 4-79: Abschreckgefüge für kaltgewalzten DP-Stahl für variierende Heizrate und Peaktemperatur - a. 100 ºC/s bis 900 ºC, b. 400 ºC/s bis 900 ºC, c. 100 ºC/s bis 1050 ºC, d. 400 ºC/s bis 1050 ºC, e. 100 ºC/s bis 1200 ºC, f. 400 ºC/s bis 1200 ºC, g. 100 ºC/s bis 1350 ºC, h. 400 ºC/s bis 1350 ºC. Die Entwicklung der Phasenumwandlung während des Schweißens wird im Abschnitt über die Modellierung diskutiert Abkühlung Um die Auswirkung der Abkühlgeschwindigkeiten während des Schweißens festzustellen, werden ZTU-Dilatometerversuche unter schweißprozessnahen Versuchsbedingungen durchgeführt. Um eine experimentelle Prozesssimulation zu ermöglichen, werden sie für verschiedene Heizraten und Peaktemperaturen aufgenommen. Die Darstellung der Umwandlungsergebnisse erfolgt in Schweiß-ZTU-Diagrammen, welche ihrerseits als Funktion der Heizrate dargestellt werden. Die Schweiß-ZTU-Diagramme für kaltgewalzten Stahl sind in Bild 4-80dargestellt. Für diesen Stahl besteht die endgültige Mikrostruktur für höhere Abkühlgeschwindigkeiten zu 100 % und bei einer Peaktemperatur von 1350 C aus Martensit. Für niedrigere Abkühlgeschwindigkeiten besteht eine Tendenz zur Bainitbildung. Für den kaltgewalzten Stahl wechselt die endgültige Mikrostruktur bei einer Peaktemperatur von 1050 C abhängig von der Abkühlgeschwindigkeit, von 100 % Martensit zu 100 % Bainit.

138 Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Institut für Eisenhüttenkunde Rheinischh - Westfälische Technische Hochschule Aachen Experimentelle Untersuchungen 134 Aufheizgeschwindigkeit 100 C/s Peaktemperatur 1050 C (a) Aufheizgeschwindigkeit 100 C/s Peaktemperatur 1350 C (b) Aufheizgeschwindigkeit 400 C/s Peaktemperatur 1050 C

139 Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Institut für Eisenhüttenkunde Rheinischh - Westfälische Technische Hochschule Aachen Experimentelle Untersuchungen 135 (c) Aufheizgeschwindigkeit 400 C/s Peaktemperatur 1350 C (d) Bild 4-80: Schweiß-ZTU-Diagramme für kaltgewalzten DP-Stahl für variierende Heizrate und Peaktemperatur. Die Schweiß-ZTU-Diagramme für verschiedene Heizraten und Peaktemperaturen für warmgewalzten DP-Stahl sind in Bild 4-81dargestellt. Bei einer Peaktemperatur von 1350 C besteht die endgültige Mikrostruktur in der Regel aus Bainit. Für diese Austenitisierungstemperatur ist keine Auswirkung der variierenden Aufheiz- oder Abkühlungsgeschwindkeiten auf die endgültige Mikrostruktur festzustellen. Bei einer Peaktemperatur r von 1050 C wechselt die endgültige Mikrostruktur, abhängig von der Abkühlungsgeschwindigkeit, von 0 zu 60 % Ferrit. Im Falle von niedrigen Abkühlungsgeschwindigkeiten besteht eine Abhängigkeit in Bezug auf die Aufheizgeschwindigkeit (für eine niedrige Aufheizgeschwindigkeit ist, wahrscheinlich aufgrund der größeren Austenitkorngröße, weniger Ferrit festzustellen).

140 Experimentelle Untersuchungen 136 (a) (b)

141 Experimentelle Untersuchungen 137 (c) (d) Bild 4-81: Schweiß-ZTU-Diagramme für warmgewalzten DP-Stahl für variierende Heizrate und Peaktemperatur.

142 Modellierung der Phasenumwandlungen Modellierung der Phasenumwandlungen 5.1 MICRESS - gefügebasierte Simulation der Phasenumwandlungen Phasenfeldmodellierung Die Entwicklungen der Phasenumwandlungen während des Schweißens wurden mit der kommerziellen Phasenfeldsoftware MICRESS simuliert. Die Parameter für diesen Ansatz (Korngrenzmobilität, Bedingungen der Keimbildung) werden aus physikalischen Überlegungen bestimmt und durch den Abgleich der experimentellen Dilatometerdaten mit den simulierten Ergebnissen der Phasenumwandlung optimiert. Die Phasenfeldparameter φ i (x,y,t) werden wie folgt definiert: - φ i (x,y,t)=1 wenn in x,y zur Zeit t die Phase i vorhanden ist. - φ i (x,y,t)=0 wenn in x,y zur Zeit t die Phase i nicht vorhanden ist In der vorliegenden Untersuchung wird i=1 für Austenit und i=2, 3, für verschiedene Ferritkörner, bzw. Bainitphasen gesetzt. Innerhalb einer Phasengrenze und zwischen zwei Körnern wechselt φ i (x,y,t) kontinuierlich von 0 zu 1 (0<φ i (x,y,t)<1), wobei die Phasengrenze eine Breite von η ij hat (d.h. unscharfe Grenzfläche). Als Breite der unscharfen Grenzfläche werden fünf Zellen angenommen. Die gesamte freie Energie des Systems (F) ist eine Funktion der φ i s und φ i s. Es kann mit der Summe der Grenzflächenenergie, der freien Gibbs schen Energie der Einzelphasen und der Energiegradienten an den Grenzflächen ausgedrückt werden; d.h. F( φ,..., φ, φ,..., φ ) = 1 N interfacial energy bulk energy gradient energy [ fij ( φi ) + fij + ( φi ) fij ( φi, φi )] V i, j, i j N 1 N dv (5.1) wobei N die Gesamtzahl aller Körner ist. Steinbach et al. [9] schlagen für die Berechnung der gesamten freien Energie die folgende Formulierung vor: f interfacial energy ij + f bulk energy ij ( φi φ j φ j φi ) = σ ijη ij π φiφ j + (, ) 2 + Gijh φi φ j 2η ij (5.2) mit 2 1 h( φi, φ j ) = ( φi φ j ) φiφ j + arcsin( φi φ j ) π 2 (5.3) wobei die Grenzflächenenergie σ ij, und die treibende Kraft G ij werkstoffabhängige Parameter sind. Damit lautet dann die Evolutionsgleichung für das Phasenfeld [9]:

143 Modellierung der Phasenumwandlungen 139 φi = t = j i j i µ ( ij φ i φ π µ ij σ ij ( φ j φi φi φ j + 2 2η ij i ) F ij ( φ φ )) + i j π η ij φ φ G i j ij (5.4) wobei µ ij die Grenzflächenmobilität ist. In dem aktuellen Ansatz wurde diese Gleichung nur für die Grenzflächen angewandt, für die sowohl 2 φ i, als auch 2 φ j ungleich Null ist. Gleichung 5.4 zeigt die Evolutionsrate für jeden Phasenfeldparameter (φ i ) infolge einer paarweisen Wechselwirkung benachbarter Körner. Die Phasenfeldgleichung 5.4 wurde mit einer Gleichung zur Kohlenstoffdiffusion kombiniert. In dieser Untersuchung wurde angenommen, dass nur interstitielle Atome (d.h. Kohlenstoff) sich durch Diffusion umverteilen können. Substitutionelle Legierungselemente (d.h. Mn, Mo) haben Diffusionskoeffizienten um mehrere Größenordnungen kleiner als Kohlenstoff. Deshalb werden sie als unbeweglich betrachtet. Dies wird als Paraequilibrium-Bedingung bezeichnet, welche in der G ij Berechnung angewandt wurde. Bei der Berechnung von G ij wird somit lediglich die Variation der lokalen Konzentration von C sowie die Temperatur als variabler Parameter berücksichtigt Eingabeparameter In den Simulationen wurde Martensit als übersättigte Lösung von Kohlenstoff in BCC Ferrit beschrieben. Die Umwandlung von Austenit in Ferrit wurde nur für den warmgewalzten DP-Stahl betrachtet, da für den kaltgewalzten DP-Stahl kein signifikanter Ferritanteil gebildet wurde. Für die Beschreibung der bainitischen Phase wurde das sogenannte facetted growth -Modell in MICRESS genutzt. Es werden zwei getrennte bainitische Phasen beschrieben (oberer und unterer Bainit), die sich lediglich in der Formulierung der Nukleationsgesetze unterscheiden. Zur Berechnung der treibenden Kraft für die Umwandlung von Austenit zu Bainit wurde Bainit mit den thermodynamischen Daten von Ferrit beschrieben. Die übrigen Parameter (insb. die Nukleationsparameter) für die Bainitumwandlung wurden durch Abgleich der numerischen mit den experimentellen Kurven aus den Dilatometerversuchen für verschiedene Abkühlungsgeschwindigkeiten und ehemalige Austenitkörngrößen identifiziert. Die Kohlenstoffdiffusität in Austenit ist allerdings wesentlich größer als die in der ThermoCalc Datenbank enthaltenen Werte. Der mögliche Grund könnte darin liegen, dass hohe Versetzungsdichte vor der Bainitspitze im Nanometerbereich die Kohlenstoffdiffusität in Austenit lokal relevant erhöht. Im aktuellen MICRESS Code wird dieses Phänomen bei Verwendung einer Gitterweite von 0,125 µm mit überhöhten Werten für die Kohlenstoffdiffusivität beschrieben.

144 Modellierung der Phasenumwandlungen Eingangsparameter für warmgewalzten DP-Stahl Die Parameter für die Austenitbildung in warmgewalzten DP-Stahl sind in Tabelle 5-1 wiedergegeben. Die Parameter der Austenit-Ferrit-Umwandlung finden sich in Tabelle 5-2, für die Bainitumwandlung in Tabelle 5-3. Tabelle 5-1: MICRESS-Parameter zur Simulation der Austenitbildung in warmgewalzten DP-Stahl. MICRESS Parameter Unterkühlung für die Keimbildung der Gleichgewichtsumwandlungstemperatur ( C) Wert 0 Schildabstand (µm) 1.0 Tabelle 5-2: MICRESS-Parameter zur Simulation der Umwandlung von Austenite zu Ferrit in warmgewalzten DP-Stahl in warmgewalzten DP-Stahl. MICRESS Parameter Unterkühlung für die Keimbildung der Gleichgewichtsumwandlungstemperatur ( C) Werte 50 Schildabstand (µm) 2.5 Austenit/Ferrit Grenzflächenmobilität (m 4 J -1 s -1 ) e ( /8.314T) Tabelle 5-3: MICRESS-Parameter zur Simulation der Umwandlung von Austentit in Bainit in warmgewalzten DP-Stahl. MICRESS Parameter Werte Keimbildungstemperatur für oberen Bainit ( C) 660 Keimbildungstemperatur für unteren Bainit ( C) 580 Schildabstand für oberen Bainit (µm) 10 Schildabstand für unteren Bainit (µm) 2,5 Austenit/Bainit Mobilität (m 4 J -1 s -1 ) über 580 C Austenit/Bainit Mobilität (m 4 J -1 s -1 ) unter 580 C Kohlenstoffdiffusivität in Austenit (cm 2 s -1 ) 3, e (-92200/8,314T) 8, e (-92200/8,314T) 8, e (-98000/8,314T)

145 Modellierung der Phasenumwandlungen Eingangsparameter für kaltgewalzten DP-Stahl Die entsprechenden Eingabedaten für kaltgewalzten DP-Stahl finden sich Tabelle 5-4 und Tabelle 5-5. Tabelle 5-4: MICRESS-Parameter zur Simulation der Austenitbildung in kaltgewalzten DP- Stahl. MICRESS Parameter Unterkühlung für die Keimbildung der Gleichgewichtsumwandlungstemperatur ( C) Werte 0 Schildabstand (µm) 1,0 Tabelle 5-5: MICRESS-Parameter zur Simulation der Umwandlung von Austenit zu Bainit in kaltgewalzten Stahl. MICRESS Parameter gemessene Werte Keimbildungstemperatur für oberen Bainit ( C) 623 Keimbildungstemperatur für unteren Bainit ( C) 613 Schildabstand für oberen Bainit (µm) 10 Schildabstand für unteren Bainit (µm) 2.5 Kohlenstoffdiffusivität in Austenit (cm 2 s -1 ) 8, e (-98000/8,314T) Die Mobilität der Austenit-Bainit-Grenzfläche ist in Bild 5-1 als Funktion der Temperatur mit dem typischen exponentiellen Verlauf dargestellt. Bei abnehmender Temperatur werden verschiedene Arten der Phasenumwandlung aktiviert, welche die Mobilität an der Grenzfläche anhebt.

146 Modellierung der Phasenumwandlungen 142 mobility 2,50E-04 2,00E-04 cm**4/js 1,50E-04 1,00E-04 Reihe1 5,00E-05 0,00E T( C) Bild 5-1: Mobilität der Austenit-Bainit-Grenzfläche als Funktion der Temperatur Simulationsergebnisse Aufheizen: Ferrite/Martensite Austenite Aufheizen des warmgewalzten DP-Stahls Bild 5-2 a-b zeigt die Simulation der Austenitbildung aus dem Ferrit-Martensit-Gefüge beim schnellen Aufheizen mit einer Heizrate von 100, bzw. 400 C/s des warmgewalzten DP- Stahls. Die Simulation startet mit einem repräsentativen 2D Gefüge, welches einem lichtoptischen Gefügeschliffbild entnommen wurde. Die Parameter, die in diesem Modell verwendet wurden, sind der Tabelle 5-1 zu entnehmen. Die Schilddistanz für den Austenitkeim wird durch eine lichtoptische Auswertung der abgeschreckten Austenitkornstruktur bestimmt. Die Austenitnukleation startet, sobald die Simulationstemperatur die A c1 -Temperatur erreicht hat. Sobald die Austenitumwandlung beendet ist, startet Austenitkornwachstum, so dass bei Erreichen der Peaktemperatur sich eine definierte Korngröße einstellt. In den Gefügeergebnissen ist der Einfluss der Heizrate auf die Austenitkorngröße deutlich zu erkennen. Die numerischen Ergebnisse der Phasenfeldmodellierung sind den experimentellen Dilatometerergebnissen gegenüber gestellt. An einigen beispielhaften Zuständen in der Umwandlungskurve sind die aktuellen Phasenfeldergebnisse dargestellt. Neben der Entwicklung der Phasenanteile ist vor allem hierbei die Entwicklung des Gefüges darstellbar, was den eigentlichen Vorteil dieser Simulationsmethode darstellt. Insgesamt

147 Modellierung der Phasenumwandlungen 143 zeigt sich eine gute Übereinstimmung der experimentellen mit den numerischen Ergebnissen. (a) (b) Bild 5-2: Modellierung der Austenitbildung für warmgewalzten DP-Stahl: a) Aufheizgeschwindigkeit 100 ºC/s, b) Aufheizgeschwindigkeit 400 ºC/s. Bei den Simulationen wurde die Mobilität der Austenit-Austenit-Grenzfläche so gewählt, dass sich die eingestellte Austenitkorngrößen mit den Kornwachstumsexperimenten vergleichen lassen. Die Austenitkorngröße hat einen enormen Einfluss auf den anschließenden Austenitzerfall während des Abkühlungszyklus. Größere Austenitkörner tendieren dazu bei höheren Abkühlungsgeschwindigkeiten eine martensitische Mikrostruktur anstelle einer bainitischen zu erzeugen Aufheizen des kaltgewalzten DP-Stahls Die Bild 5-3a-b zeigen die Simulation der Austenitbildung während des Aufheizens des kaltgewalzten DP-Stahls. Auch hier startet die Simulation mit einem repräsentativen Gefügebild, welches einem lichtoptischen Gefügeschliff entnommen wurde. Die verwendeten Parameter sind in Tabelle 5-4dargestellt. Die Schilddistanz für den Austenitkeim wurde mit demselben Verfahren wie beim warmgewalzten Stahl ermittelt. Neben den simulierten Austenitanteil sind auch experimentelle Ergebnisse aus Dilatometeruntersuchungen sowie zu verschiedenen Zuständen repräsentative Gefügebilder aus der Phasenfeldsimulation dargestellt. Auch hier kann wieder eine gute Übereinstimmung zwischen Experiment und Simulation sowie der große Einfluss der Heizgeschwindigkeit auf die Austenitkorngröße festgestellt werden.

148 Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik Institut für Eisenhüttenkunde Rheinischh - Westfälische Technische Hochschule Aachen Modellierung der Phasenumwandlungen 144 (a) (b) Bild 5-3: Modellierung der Austenitbildung für kaltgewalzten DP-Stahl: a) Aufheizgeschwindigkeit 100 ºC/s, b) Aufheizgeschwindigkeit 400 ºC/s Simulationsergebnisse Abkühlung: Austenite Ferrite / Bainite Abkühlung des warmgewalzten DP-Stahls Da MICRESS nur diffusionskontrollierte Phasenumwandlungen darstellen kann, wird bei der vorgestellte Methode nur die Ferrit- und Bainitumwandlung während des Abkühlungszyklus beim Schweißen dargestellt. Es kann angenommen werden, dass der übrige Austenit zum Ende der diffusionskontrollierten Ferrit- und Bainitumwandlung zu Martensit umgewandelt wird. Durch EBSD Studien wurde nachgewiesen, dass kein Restaustenit in der endgültigen Mikrostruktur der Dilatometerproben zurückbleibt. Zu Beginn der Abkühlung beginnt die Simulation der Ferritumwandlung, deren Beginn und Verlauf von der Abkühlrate abhängt. Als Kriterium zum Einsetzen n der Bainitbildung wird abgefragt, ob bei Erreichen der Bainitstarttemperatur noch Austenit vorhanden ist, bzw. ob die Ferritumwandlung überhaupt schon begonnen hat. Die Steuerung der Martensitumwandlung erfolgt durch die lokale Abfrage, ob bei Erreichen der Martensitstarttemperatur noch Austenit vorhanden ist. Bild 5-4 zeigt die Simulation des Austenitzerfalls für warmgewalzten DP-Stahl. Die Ferritbildung wurde bei Experimenten, die mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 25 und 50 ºC/s durchgeführt wurden, festgestellt. Für höhere Abkühlraten muss zusätzlich Bainitbildung berücksichtigt werden.

149 Modellierung der Phasenumwandlungen 145 (a) (b) Bild 5-4: Modellierung der Ferritbildung während des Abkühlens nach einer Heizrate 400 C/s und Peaktemperatur 1050 C; a) Kühlrate 25 C/s, b) Kühlrate 50 C/s. Bild 5-5 zeigt eine Situation, in der erst eine partielle Ferritumwandlung und anschließend eine Bainitumwandlung stattfindet. Hinsichtlich der Modellierung wird die Ferritumwandlung bei 660 C angehalten. Diese Temperatur ist bestimmt worden, durch den Punkt im Ferrit-/Bainitbruch vs. Temperaturgraph, welcher durch den CCT-Test ermittelt wird und dem metallographisch bestimmten Ferritanteil entspricht. Bild 5-5: Modellierung einer zweistufigen Ferrit-Bainitumwandlung während der Abkühlung mit Kühlrate 50 C/s für warmgewalzten DP-Stahl nach Heizrate 400 C und Peaktemperatur 1050 C. In Bild 5-6 und Bild 5-7 sind Proben mit Bainitbildung bei hoher Abkühlungsgeschwindkeit 350 C/s für unterschiedliche Peaktemperaturen dargestellt. Stets lässt sich eine gute Übereinstimmung von Experiment und Simulation feststellen.