TERMOMECHANIKUSAN KEZELT NAGYSZILÁRDSÁGÚ ACÉL HEGESZTHETŐSÉGÉNEK FIZIKAI SZIMULÁCIÓRA ALAPOZOTT ELEMZÉSE

Átírás

1 Miskolci Egyetem Gépészmérnöki és Informatikai Kar Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézet TERMOMECHANIKUSAN KEZELT NAGYSZILÁRDSÁGÚ ACÉL HEGESZTHETŐSÉGÉNEK FIZIKAI SZIMULÁCIÓRA ALAPOZOTT ELEMZÉSE Diplomamunka Készítette: Jámbor Péter Tervezésvezető: Dr. Gáspár Marcell adjunktus Konzulens: Dobosy Ádám tanársegéd Miskolc 2016

2 2 TARTALOMJEGYZÉK BEVEZETÉS TERMOMECHANIKUSAN KEZELT KORSZERŰ NAGYSZILÁRDSÁGÚ ACÉLOK ÉS HEGESZTÉSÜK Korszerű nagyszilárdságú acélok típusai és gyártástechnológiájuk Termomechanikus kezelés S960M típusú acél jellemzői Az S960M típusú acél hegeszthetősége Hegesztési nehézségek Hegesztés során kialakuló kritikus hőhatásövezeti sávok Hegesztéstechnológiát befolyásoló paraméterek Előmelegítési és rétegközi hőmérséklet Vonalenergia Kritikus t8,5/5 hűlési idő HEGESZTHETŐSÉG VIZSGÁLATI LEHETŐSÉGE FIZIKAI SZIMULÁCIÓVAL Fizikai szimulációs vizsgálatok Gleeble 3500 termomechanikus fizikai szimulátor Fizikai szimuláció alkalmazása a hőhatásövezeti vizsgálatokban Esettanulmányok a fizikai szimuláció alkalmazásában FIZIKAI SZIMULÁCIÓS KÍSÉRLETEK Hőhatásövezeti vizsgálatok tervezése Csúcshőmérsékletek megválasztása Kritikus t8,5/5 hűlési idők megválasztása Vizsgálati körülmények... 34

3 3 4. ANYAGVIZSGÁLATI EREDMÉNYEK ÉRTÉKELÉSE Mikroszkópos vizsgálat Keménységvizsgálat Műszerezett ütővizsgálatok Elméleti háttér Ütővizsgálati eredmények kiértékelése ÖSSZEFOGLALÁS SUMMARY KÖSZÖNETNYILVÁNÍTÁS IRODALOMJEGYZÉK MELLÉKLETEK... 57

4 4 BEVEZETÉS A korszerű nagyszilárdságú acélok között új fejlesztésként jelentek meg az utóbbi évtizedben a termomechanikusan kezelt típusok, amelyek az ipari felhasználásban is egyre nagyobb teret hódítanak a hagyományos szerkezeti acélokkal szemben. Ezek az új, korszerű nagyszilárdságú acélok jóval drágábbak a hagyományos acéloknál, ugyanakkor számtalan előnyük miatt (kevesebb felhasznált alapanyag, kisebb beépülő tömeg mozgó szerkezeteknél, rövidebb gyártási idő, kisebb hegesztett varratok) alkalmazásukkal költséghatékonyabbá válhat a hegesztett szerkezetek gyártása. Az alapanyag nem-egyensúlyi szövetszerkezete azonban nagyobb odafigyelést, és gyártási fegyelmet igényel, ami költségnövelő tényező a gyártás során, és számos hazai üzem nincs felkészülve az ilyen acélok felhasználására sem berendezés, sem szakember tekintetében [11]. Napjainkban számtalan területen találkozhatunk korszerű nagyszilárdságú acélokkal, úgymint, szállítóeszközök (közúti, vízi, vasúti), földmunkagépek, bányaipari gépek, olajipari berendezések, tengeri platformok, csővezetékek [6]. Az acélgyártóknak az acélok fejlesztése és gyártása során, a mechanikai tulajdonságok javítása mellett, a kedvező felhasználói tulajdonságok kialakítását is szem előtt kell tartaniuk. Mivel döntő többségben ezek az acélok hegesztett szerkezetekbe kerülnek beépítésre, hegeszthetőségükre különös figyelmet kell fordítani. Hegesztés során nagy nehézséget okoz, hogy megőrizhetőek legyenek az acél kedvező szilárdsági és szívóssági tulajdonságai. Ezekben a termomechanikus nagyszilárdságú, nemegyensúlyi szövetszerkezettel rendelkező acélokban a hegesztési hőciklus irreverzibilis változásokat hoz létre, és a hegesztett varrat hőhatásövezetében változatos mikroszerkezet alakul ki, változó mechanikai tulajdonságokkal. Egy valós hegesztett kötésben a hőhatásövezet kritikus részei meglehetősen kis kiterjedésűek, így ezek vizsgálata korlátozott. A fizikai szimuláció azonban egy olyan korszerű vizsgálati lehetőséget nyújt, amellyel az adott alapanyagból kimunkált vizsgálati próbatesteken a meghatározott kritikus hőhatásövezeti sávok vizsgálható mérettartományban előállíthatók. További előnye a berendezésnek, hogy a többrétegű varratfelépítés esetén kialakuló hőhatásövezeti sávok létrehozására is alkalmas. A széles

5 5 tartományban programozható hőciklus modellek segítségével a különböző hegesztési paraméterek mellett kialakuló szövetszerkezet tulajdonsága is precízen elemezhető. Mindehhez nyújt segítséget az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetben telepített Gleeble 3500 termomechanikus fizikai szimulátor. A dolgozatban egy S960M típusú, termomechanikusan kezelt nagyszilárdságú acéllal foglalkozom, amelynek ismertetem a gyártási technológiáját, valamint a hegeszthetőség szempontjából fontos tulajdonságait. A dolgozatom célja egy olyan kísérletsorozat megtervezése és lefolytatása, amelynek segítségével objektív, mérési adatokra alapozott kép kapható a vizsgált acél hegesztést követően kialakult hőhatásövezeti sávjainak mikroszerkezetéről, ehhez kapcsolódóan pedig szilárdsági és szívóssági tulajdonságairól. A kísérletek tervezésekor a gyakorlatban leginkább alkalmazott ömlesztő hegesztő eljárások (ezek közül is a védőgázas fogyóelektródás ívhegesztést előtérbe helyezve (135)) paraméter tartományát célszerű figyelembe venni, és ezek alapján meghatározni a fizikai szimuláció elvégzéséhez szükséges fő paramétereket. A hőhatásövezeti sávok közül a nagyszilárdságú acéloknál jellemzően kedvezőtlenül viselkedő durvaszemcsés, interkritikus és az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok vizsgálata a célom, az S960M acél esetén. A próbatesteket mikroszerkezet és keménységvizsgálatnak, illetve műszerezett ütővizsgálatnak vetem alá, és az eredmények kiértékelésén keresztül elemzem a hegesztéstechnológia tervezése szempontjából releváns t8,5/5 hűlési idő hőhatásövezetre gyakorolt hatását. A vizsgálat eredményei összevethetők az azonos szilárdsági kategóriájú nemesített nagyszilárdságú szerkezeti acéllal (S960QL), amelynek hegesztést követő tulajdonságait már korábbi kutatások során feltárták [21].

6 6 1. TERMOMECHANIKUSAN KEZELT KORSZERŰ NAGYSZILÁRDSÁGÚ ACÉLOK ÉS HEGESZTÉSÜK Az acélok fő fejlődési iránya jelenleg is a szilárdságnövelés. Az acélgyártók mára odáig jutottak, hogy az 1900-as évek elején alkalmazott S235 jelölésű acélminőségnél már négy-ötször nagyobb folyáshatárú szerkezeti acélokat képesek gyártani, sőt megjelentek már az 1300 MPa folyáshatárt is meghaladó típusok [2]. Mindezt ötvözéssel, hőkezeléssel vagy termomechanikus kezeléssel, adott esetben ezen eljárások kombinálásával érik el [7]. Az 1. ábra jól mutatja, a főként hegesztett szerkezetekben felhasznált acélok megjelenésének idejét és a folyáshatár növekedését. 1. ábra. Szerkezeti acélok fejlődése [2] Kezdetben az acélgyártók a szilárdság növelését, azon belül is a folyáshatár növelését legegyszerűbben az ötvözőtartalom növelésével tudták elérni. A drága makroötvözés

7 7 helyett azonban a későbbiekben költséghatékonyabb mikroötvözési technológiákat dolgoztak ki. Ezáltal, valamint az újabb gyártási technológiák révén (nemesítő vagy termomechanikus kezelések) lehetőség nyílt a mikroszerkezet tudatos kialakítására, amelynek eredményeként egyre nagyobb folyáshatárú acélok jelennek meg az acélgyártók kínálatában [1] [3] Korszerű nagyszilárdságú acélok típusai és gyártástechnológiájuk A korszerű nagyszilárdságú acélok fejlesztését napjainkban meghatározó fő irányvonal a szemcsefinomítás, amelyet különleges gyártási technológiákkal és mikroötvözéssel érnek el az acélgyártók. Mivel a finomszemcsés acélokra jellemző az alacsony karbon- és ötvözőtartalom elterjedt az angol HSLA (High Strength Low Alloyed, nagyszilárdságú, gyengén ötvözött acélok) megnevezés is. Az acéloknál a karbontartalom változtatásával alapvetően befolyásolhatóak a mechanikai tulajdonságok. A karbontartalom, ezzel összefüggésben pedig a cementit mennyiségének növelésével nő a keménység, a szilárdság is. Azonban a jó alakváltozó képességű ferritben a rideg fázisok jelentősen csökkentik az alakváltozó képességet, ridegítik az acélt, így összességében rontják a szívóssági tulajdonságokat. Másrészről a felhasználás során a hegeszthetőséget is rontja a magas karbontartalom, hidegrepedéshez vezethet. Mindezért a karbontartalom csökkentése, és mindemellett a többi ötvöző elem mennyiségének csökkentése (karbonegyenérték csökkenést is eredményez) alapvető cél a szerkezeti acélok gyártása során [1]. Alapvető szilárdságnövelési módszer a szemcsék jellemző méretének csökkentése. A szemcsefinomodás révén nő az egységnyi térfogatban lévő szemcse- illetve fázishatár összes felülete, ami nagyobb energiaszintet jelent, így növelhető a folyáshatár is. A növelt energiaszint a későbbiekben taglalt repedési hajlamot is kedvezően befolyásolja, ugyanis a nagyobb rácsenergia révén a repedés keletkezéshez, majd terjedéshez is nagyobb energiaszükséglet kell. A szemcseméret csökkenése, azaz a szemcseszám növekedése általában az átkristályosodás során a rendszer nagyobb mértékű túlhűtésével érhető el. Az alábbi diagram (2. ábra) is jól szemlélteti a szemcseméret és a szilárdsági jellemzők összefüggését [1].

8 8 2. ábra. A szemcseméret hatása az acél szilárdsági tulajdonságaira [7] A szemcse jellemző méretének és a folyáshatár kapcsolatát a Hall-Petch összefüggés írja le, viszonylag tág szemcseméret tartományban [1]: R eh = R 0 + k/d 0,5 ahol: ReH folyáshatár [MPa] R0 egykristály folyáshatára [MPa] k anyagra jellemző konstans [MPa*mm 0,5 ] d szemcseméret [mm]. A szemcsefinomodás további kedvező hatása acéloknál az, hogy nő az ütőmunka és az átmeneti hőmérséklet is csökken [1]. A finomszemcsés szerkezeti acélok fő típusai a következők [1] [7]: - Normalizált vagy normalizáló hengerléssel gyártott szerkezeti acélok (N), - Termomechanikusan hengerelt szerkezeti acélok (TM), - Kiválásosan keményített, nagy folyáshatárú szerkezeti acélok (A), - Vízedzésű (nemesített), nagy folyáshatárú szerkezeti acélok (Q). A mai korszerű nagyszilárdságú acélok választékában az utóbbi három típus megtalálható a fent felsoroltak közül. Ezeknek az acéloknak a gyártása során a meleghengerlés a meghatározó folyamat, de mindegyik típusnál más és más hengerlési hőmérsékletet, hűtési módot, utóhőkezelést alkalmaznak. Ezek a gyártási különbségek megfigyelhetőek a 3. ábrán [7].

9 9 3. ábra. Finomszemcsés szerkezeti acélok gyártástechnológiái [7] A) hagyományos meleghengerlés, B) meleghengerlés + normalizálás, C) meleghengerlés + nemesítés, D) termomechanikus hengerlés, E) TM hengerlés interkritikus hőmérsékleten, F) TM hengerlés + gyors hűtés, G) TM hengerlés + direkt edzés Ahogy az korábban az 1. ábrán is látható, normalizálással, pusztán a szemcseméret csökkentésével körülbelül 500 MPa-os folyáshatár értékig növelhető a szerkezeti acélok szilárdsága. Ezeknél az acéloknál a normalizáló hengerléssel egy meghatározott hőmérséklet tartományban a meleghengerlés olyan befejező alakváltozással jár, hogy a szövetszerkezet és a mechanikai tulajdonságok végeredményben a normalizáló hőkezelésen átesett acélokéval lesz egyenértékű. Ezeknél az acéloknál további szilárdságnövekedést lehet elérni mikroötvözéssel, a ferritben szubsztitúciósan oldódó ötvözőkkel. Ezek az acélok melegen és hidegen egyaránt jól alakíthatóak, hegesztésük nem jelent problémát, valamint előnyös tulajdonságuk, hogy a hegesztés során megváltozott szövetszerkezet normalizáló hőkezeléssel a szállítási állapotba hozható vissza [1]. A legnagyobb szilárdsági szintet elérő szerkezeti acélok csoportja nemesítéssel készül. A nemesített nagyszilárdságú acélok folyáshatára az 1300 MPa-t is elérheti. A gyártási folyamatuk három fő részből tevődik össze. Meleghengerlést követően szobahőmérsékletre hűtik, majd innen újból az austenitesítési hőmérsékletre hevítik. Ezt követően egy edzési folyamat következik, rendkívül gyors hűtéssel (vízhűtés), hogy a teljes, vagy közel teljes keresztmetszetben martensites szövetszerkezet képződjön. A

10 10 jobb átedzhetőség és a finom szemcseméret elérése érdekében különböző mikroötvözőket adagolnak az acélhoz. A végső, harmadik szakaszban kerül sor a megeresztésre, ahol A1 hőmérséklet alá hevítve, és hőntartva az acélt kialakul a részben megeresztett martensites szövetszerkezet. A mikroötvözők további kedvező tulajdonsága, hogy a megeresztési hőmérsékleten finom eloszlású karbidokat képeznek, tovább növelve az acél szilárdságát [21]. Ezek az acélok nagy szilárdságuk mellett kellő mértékű szívóssággal is rendelkeznek, akár nagy negatív hőmérsékleten is. Hegesztésükre nagy figyelmet kell fordítani, előmelegítést és szabályozott hőbevitelt igényelnek hegesztés során. A világ nagy acélgyártói közül a svéd SSAB kínálatában az 1000 MPa folyáshatár felett is találhatók nemesített nagyszilárdságú acélok [1] [4]. A korszerű acélgyártási technológiákkal előállított acélokhoz tartoznak az edzett állapotú nagyszilárdságú acélok. A nemesített acéloktól eltérően itt nincs külön edzési hőciklus, tehát csak két lépcsőből tevődik össze a gyártási folyamat. A meleghengerlés hőmérsékletéről közvetlenül intenzív hűtést alkalmaznak, amit egy alacsony hőmérsékletű megeresztés követ. Ezért ezeket az acélokat direkt edzett acéloknak is nevezik. Szövetszerkezetük teljes egészében martensites és bainites. A kis karbonkoncentráció miatt a martensit kevésbé rideg, így magas hőmérsékletű megeresztést sem kíván, ezért kiválások sem képződnek a szövetben. A kis karbon és ötvöző tartalomból eredő kis karbonegyenérték kedvező hegeszthetőségi tulajdonságokat vetít előre. Ellenben a megeresztésállóságot biztosító ötvözők hiányában problémát jelenthet hegesztéskor a martensit megeresztődéséből adódó hőhatásövezeti lágyulás. Ezen acéltípust a nevesebb acélgyártók közül a RUUKKI állítja elő [2] [5]. A következőkben részletesen ismertetem a termomechanikusan kezelt acélok gyártástechnológiáját, majd a kutatásom alapját képező S960M acéltípust Termomechanikus kezelés A korszerű, nagy folyáshatárú, jó szívósságú, alacsony hőmérsékleten is jelentős ütőmunkával rendelkező acélok gyártási technológiái közül a termomechanikus hengerlés jelenti az egyik legmodernebb eljárást. A technológia két szilárdságnövelő mechanizmust alkalmaz egyszerre. A finom szemcseszerkezet egyrészről a szabályozott véghőmérsékletű meleghengerléssel, azaz termomechanikus kezeléssel érhető el, másrészről a mikroötvözésnek köszönhetően, az acél nagyobb hőmérsékletű stabilitását is garantáló, nitrid- és karbidképző ötvözők segítik a finom szemcseszerkezet kialakulását. A termomechanikus kezelés során az acél a kedvező tulajdonságait alakítási és hőkezelési mechanizmusok révén éri el. Ez úgy valósítható meg, hogy a

11 11 szokásos C-os hengerlési hőmérsékletet csökkentik, amit a hengerlési nyomás növelésével kompenzálnak, ezáltal az austenit az alacsonyabb hőmérsékleten is stabil marad. A hengerek közül kilépő acélban az austenit jelentősen túlhűtött, így rendkívül sok, növekedésre képes kristálycsírán indulhat meg a kristályosodás [1] [7]. Termomechanikus hengerlés során számos befolyásoló tényező hat az acél végleges mechanikai tulajdonságaira, amelyek a következők [6]: - austenitesítési hőmérséklet, - hengerlési hőmérséklet, - összes alakítási mérték, - végső alakítás mértéke, - hűtési sebesség, - hűtés véghőmérséklete, - megeresztési hőmérséklet és idő. A termomechanikus hengerlést két lépcsőben végzik. A hengerlés valamivel alacsonyabb hőmérsékleten kezdődik, mint normalizáló hengerlés során. A hengerlés kezdeti C-os hőmérséklet tartományában a durvaszemcsés austenit még képes újrakristályosodni és finomabb austenites szövet alakul ki, miközben a hengerek vékonyítják a táblalemezt. Az újrakristályosodás 900 C körüli hőmérsékleten megáll, innentől kezdve az újrakristályosodott austenit szemcsék a további alakítás hatására ellaposodnak. Az austenit a növelt hengerlési nyomásnak köszönhetően a további hőmérséklet-csökkentés során is stabil marad. A lemezek megmunkálása során a végső alakítási hőmérséklet eléréséig a hengerlés iránya többször változik a hengersoron. A lemeztáblák, vagy szalagok végső hengerlési művelete 800 C körül fejeződik be [6]. A hengerlés véghőmérsékletén kialakult túlhűtött, austenites állapotból a táblalemezt gyorsan hűtik 600 C alatti hőmérsékletekre. Ezt az angol szakirodalom szerint a TM+ACC (Termomechanical rolling + Accelerated Cooling) rövidítés jelöli, de jelen esetben a Voestalpine a TM+DIC (Direct Intesive Cooling) jelöléssel látta el ezt az eljárást [6]. Az intenzív hűtéssel egy rendkívül finom szemcseméretű mikroszerkezet érhető el, ugyanis a jelentős túlhűtés hatására a kristályosodási képesség megnő, és az austenit szemcsék határán sok, növekedésre képes kristálycsíra képződik a ferrites átalakuláshoz. A kristályosodási sebességet nem befolyásolja a hűtési sebesség, csak a túlhűtés mértéke, azaz növekszik a túlhűtés mértékével. Mindezekből következik, hogy számos gyorsan növekvő kristálycsíra alakul ki [6]. Az austenites állapotból való átkristályosodás bainit képződésével indul, majd a folyamat martensit képződésével zárul. Végeredményül rendkívül finomszemcsés, finom eloszlású tűs martensitet és bainitet tartalmazó szövet jön létre (4. ábra).

12 12 4. ábra. S960M acél alapanyag szövetszerkezete (N=200x) A nagy szilárdság és nagyon jó szívósság nem csupán a finomszemcsés szövetnek, de a mikroötvözők által alkotott további fázisok jelenlétének is köszönhető. Ezek a magasabb hőmérsékleten is stabil nitridek és karbidok a hengerlést és hűtést követő megeresztési folyamat során jönnek létre. A gyártói leírás az ilyen utóhőkezelésnek kitett acél szállítási állapotát TM+DIC+T jellel adja meg, ahol az utolsó T (Tempering) betű jelzi a megeresztést [6]. A hengerlési folyamat sematikus vázlata a 5. ábrán látható. 5. ábra. Termomechanikus hengerlés folyamatábrája [6]

13 S960M típusú acél jellemzői A dolgozat témáját adó S960M acél az osztrák Voestalpine acélgyártó vállalat kínálatából származik, és az Alform 960 M x-treme márkanevet viseli. A gyártói leírás szerint ez az acéltípus megfelel az EN és az EN szabványok követelményeinek [6]. Bár igaz, hogy a termomechanikusan kezelt acélok szállítási feltételeit az EN szabvány tartalmazza, azonban ez a szilárdsági kategória még nem szerepel benne. A gyártó kiemeli, hogy ezen acélok felhasználásával jelentős súlycsökkenés érhető el a hegesztett szerkezeteknél azonos terhelhetőség esetén. Emellett kitűnő hegeszthetőségi, hidegalakíthatósági és vághatósági tulajdonságokkal is rendelkeznek, valamint jobb felületi minőséggel és szívóssággal rendelkeznek más technológiával gyártott nagyszilárdságú acélokhoz képest [6]. Szállításra vonatkozóan ez az acélminőség elérhető melegen hengerelt szalagként, darabolva szalagból vagy 8 25 mm vastagságú táblalemezként, viszont az elérhető maximális lemezvastagság még elmarad a konkurens termékekhez képest. Jellemzően a következő szerkezetekben kerül felhasználásra: mobil daruk és gémek, mezőgazdasági és erdészeti nehézgépek, offshore olajplatformok, konténerek, vasúti kocsik, zsilipek [6]. Hazai viszonylatban, nagyobb mennyiségben a dunai Pentele híd szerkezetében került felhasználásra termomechanikusan kezelt acél először [8]. Vegyi összetétel tekintetében a rendkívül kis karbontartalom (C < 0,16%, de jellemzően C = 0,04 0,08%) és alacsony ötvözőtartalom jellemzi [7]. Mikroötvözőként, a vanádium, titán és a nióbium képez finom eloszlású precipitátumokat. A normalizáló hengerléssel gyártott nagyszilárdságú acélokhoz képest kissé növelt Mn-t tartalmaz, az átedzhetőséget növelő ötvözők (Cr, Cu, Mo) mennyisége pedig csökkentett. Az alacsony ötvözőtartalom kisebb karbonegyenértéket is eredményez, amelyből több kedvező tulajdonság is származik [1]. Az egyes ötvözőelemek koncentrációjának maximumára az M1 mellékletben látható táblázat ad határértékeket [6], ezektől a határértékektől azonban jelentősen eltér (kisebb) az alapanyag tényleges vegyi összetétele, amit az 1 táblázatban foglaltam össze a gyártói műbizonylat alapján [M2 melléklet]. Mindezekből következik, hogy a karbonegyenértékek is relatíve alacsony értékűek, ami hegeszthetőség szempontjából igen kedvező (2. táblázat).

14 14 1. táblázat. Az Alform 960 M acél vegyi összetétele a gyártói műbizonylat alapján. Alform 960 M C Si Mn P S Al Cr 0,084 0,329 1,65 0,011 0,0005 0,038 0,61 Mo Ni V Nb Ti Cu N B 0,29 0,026 0,078 0,035 0,014 0,016 0,006 0,0015 Az értékek tömeg%-ban értendőek. 2. táblázat. Az Alform 960 M típusú acél karbonegyenértékei [6] Lemez vastagság [mm] C [%] CEV [%] CET [%] PCM [%] 12 0,08 0,56 0,31 0, ,08 0,60 0,33 0,25 3. táblázat. Az Alform 960 M típusú acél mechanikai tulajdonságai gyártói műbizonylat alapján [M2 melléklet]. Lemez vastagság [mm] Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] A5 [%] KV (-40 C) [J] ,9 177 A kedvező kémiai összetételnek köszönhetően az S960M acél nem csupán nagy szilárdsággal rendelkezik, hanem az alakváltozó képessége is számottevő, valamint kiemelkedő szívóssági és hidegrepedéssel szembeni ellenálló képességgel rendelkezik. A gyártói műbizonylat szerinti szilárdsági, alakváltozási és ütőmunka értékeit a 3. táblázat tartalmazza. Más acélgyártók által kínált nagyszilárdságú acélokkal összevetve az S960M acélt az látható hogy ezek az acélok azonos km = MPa% anyagkonstanssal rendelkeznek, eltérő szilárdsági és alakváltozási tulajdonságok mellett. Így az AL-Rm síkon ábrázolva, egy hiperbolikus görbe körül helyezkednek el a korábban említett acéltípusok (6. ábra) [7].

15 15 6. ábra. Az AHSS acélok elhelyezkedése az AL-Rm síkon [7] 1.2. Az S960M típusú acél hegeszthetősége A korszerű nagyszilárdságú acélok felhasználása során a helyes hegesztéstechnológia kidolgozása jelenti az egyik legfőbb kihívást a mérnökök számára. A kedvező mechanikai tulajdonságaikat (nagy szilárdság mellett kellő szívósság, alacsony átmeneti hőmérséklettel párosítva) helytelenül megválasztott hegesztési paraméterek esetén könnyedén el lehet rontani. A következő fejezetekben kitérek az S960M típusú termomechanikusan hengerelt nagyszilárdságú acél kritikus tulajdonságaira, amelyek alapvetően meghatározzák ezen acéltípus hegesztéstechnológiájának kidolgozását. A leírt megfontolások más, hasonló szilárdsági kategóriájú acélok esetén is mérvadóak lehetnek Hegesztési nehézségek A hegeszthetőség fogalma összetett, több tényezőtől függ. Nem tekinthető egyértelműen az alapanyag tulajdonságának, nagymértékben befolyásolja a választott hegesztő eljárás és szerkezet kialakítása, konstrukciója. Az ISO által is elfogadott definíció a következő képen szól: Egy fémes anyag akkor tekinthető egy adott eljárással és adott célra meghatározott mértékben hegeszthetőnek, ha megfelelő

16 16 munkarenddel hegesztve olyan folytonos, fémes kötés hozható létre, amely kielégíti az alkatrész helyi tulajdonságaiból, és a szerkezet egészére gyakorolt hatásából származó követelményeket. [11]. A korszerű nagyszilárdságú acélok hegeszthetőségi kérdéskörét az alapanyag gyártástechnológiájából és ötvözöttségéből fakadó nem-egyensúlyi szövetszerkezetük határozza meg. Ezt a szövetszerkezetet a hegesztési hőciklus irreverzibilis módon megváltoztatja, a hegesztést követő utóhőkezeléssel már nincs mód visszaállítani az eredeti anyagállapotot. További nehézséget jelent a hidegrepedési hajlam, ami a rideg szövetszerkezet, a hegesztésből adódó belső feszültségek, a nagyszilárdságú acélokra jellemző alacsony alakváltozó képesség, továbbá a diffúziós hidrogéntartalom együttes eredője [1] [7]. Előmelegítés alkalmazásával a hidegrepedés elkerülhető, azonban a már korábban említett rendkívül alacsony karbonegyenértéknek köszönhetően az S960M típusú acél akár előmelegítés nélkül is hegeszthető [6] [7] [12]. Az előmelegítés témakörét részletesebben is tárgyalom a későbbiekben. A nagyszilárdságú szerkezeti acélokat szinte kizárólag védőgázas, fogyóelektródás ívhegesztő eljárásokkal (135, VFI) hegesztik, de kisebb mértékben bevontelektródás kézi ívhegesztés (111, BKI) is előfordul javítási, karbantartási feladatok esetén. Ebből következően kiemelt fontosságú a hegesztés során felhasznált segéd- és hozaganyagok tisztasága, minősége a hegeszthetőség tekintetében. A repedés keletkezéshez szükséges diffúzióképes hidrogéntartalom jelentősen csökkenthető megfelelő minőségű védőgáz használatával, optimális hegesztési paraméterekkel, valamint helyesen megválasztott hozaganyaggal. A hozaganyag esetében nem könnyű megtalálni az optimális választást, hogy egyidejűleg kellő szilárdságú és a megfelelő szívóssági szintet teljesíteni képes varratot eredményezze a hegesztés [12]. A fent leírtakból következően az acélgyártók napjainkban már arra is törekednek, hogy a korszerű nagyszilárdságú acélokhoz huzalelektródát is gyártsanak. A vizsgált S960M típusú acélhoz a gyártói leírás szerint a BÖHLER X 90-IG (EN 12534: G 89 6 M Mn4Ni2CrMo) vagy az UNION X 96 (EN 12534: G 89 5 M21 Mn4Ni2,5CrMo) márkajelzésű huzalelektróda, és M21 besorolású kevert védőgáz alkalmazható VFI hegesztés során. BKI hegesztéshez a BÖHLER FOX EV 100 (EN 757: E 89 4 Mn2Ni1CrMoB42 H5, vagy Phönix SH Ni 2 K 130 (EN ISO A: E 89 4 Mn2Ni1CrMoB42 H5) típusú bevontelektróda ajánlott a Voestalpine szerint [6]. Az alapanyagban hegesztés során végbemenő nemkívánatos változások csökkentése érdekében a hegesztési paraméterek helyes beállítására van szükség. A varratszélesség és a vonalenergia annál kisebbre választandó, minél nagyobb az acél szilárdsága. Ebből adódóan a hegesztési teljesítmény nem növelhető tetszőleges mértékben a

17 17 nagyszilárdságú acélok hegesztése során [9] [11]. A vonalenergia hatását a nagyszilárdságú acélból készült hegesztett kötés tulajdonságaira a 7. ábra szemlélteti. 7. ábra. A vonalenergia hatása [11] Hegesztésnél az előmelegítésnek is fontos szerepe van. A gyártói leírás szerint erre nincs szükség a termomechanikusan kezelt acéloknál, vagy csak kismértékű előmelegítést igényelnek ( C) többrétegű varratfelépítésnél, és a diffúzióképes hidrogéntartalom csökkentése érdekében [6]. Ez mindenképp előnyös tulajdonság a nemesített nagyszilárdságú acélokkal szemben, ahol C-os előmelegítési hőmérséklet is szükséges a hidegrepedés elkerülése érdekében. Viszont a TM acéloknál is ajánlott többrétegű varratfelépítés esetén a 150 C-os rétegközi hőmérséklet betartása, a kötés megfelelő szívóssági tulajdonságainak eléréséhez [6] [7] [12] Hegesztés során kialakuló kritikus hőhatásövezeti sávok Hegesztés során a folyamatosan haladó hegfürdőt egy meg nem olvadt, nagy hőmérsékletű sáv veszi körül, amit hőhatásövezetnek neveznek (angolul heat-affected zone, HAZ). A hőhatásövezetet acéloknál a 100 C-os hőmérséklet határolja alulról, ez alatt már biztosan nem mennek végbe érdemleges mikroszerkezeti változások [13]. Az S960M acélnál ez akár 550 C-ra is tehető, mivel a gyártó garantálja eddig a hőmérsékletig az acél hőstabilitását [6]. A kis karbontartalmú, finomszemcsés szerkezeti acélokban a hegesztési hőciklus hatására kialakuló hőhatásövezet a következő zónákra tagolható [15]: - részleges megolvadási zóna (Tsol Tlik), - szemcsedurvulási zóna (1100 C Tsol),

18 18 - normalizálási zóna (A C), - részleges átkristályosodási zóna (A1 A3), - újrakristályosodási és kilágyulási zóna (500 C A1), - szegregációs zóna ( C). Ha a varratfelépítés több sorból és/vagy rétegből áll, akkor a korábban meghegesztett varratokat és azok hőhatásövezetét az új hőciklus áthőkezeli, újabb hőhatásövezeti sávokat létrehozva. Ennek következtében a kötés hőhatásövezetének inhomogenitása tovább nő. A hőhatásövezet szerkezetét a 8. ábra szemlélteti egy és többrétegű varratfelépítés esetén. 8. ábra. Hőhatásövezet felépítése egy- és többrétegű varrat esetén [34] A kötés mechanikai tulajdonságainak szempontjából meghatározó jelentőségű a durvaszemcsés sáv (DSZ), ahol a szövetszerkezeti adottságokból adódóan a szívósság jelentősen lecsökken, valamint magasabb átmeneti hőmérsékletet is eredményez. A magas austenitesítési hőmérséklet (>1100 C) miatt a feltételek kedvezőek a martensites átalakuláshoz hűlés során, ezért a legnagyobb keménység általában itt mérhető szerkezeti acélok hegesztett kötéseinek hőhatásövezetében [21]. Az M3 mellékletben szereplő mikroszkópi képen a durvaszemcsés hőhatásövezeti sávban az akár 0,2 mm-es szemcseméretet is meghaladó tűs martensites szövetszerkezetű szemcsék figyelhetők meg. A részlegesen átkristályosodott sávban, más néven az interkritikus sávban (IK) a lágyulás jelensége jellemző. Ennek oka, hogy a hevítés során azok a szemcsék, melyek nem mentek keresztül a γ-α átalakuláson megeresztődnek. Az austenitté alakult szemcsék karbontartalma megnő, az austenit nagyobb karbonoldó képessége révén. Így az eredeti szövet karbontartalma csökken, ami további keménységcsökkenéshez vezet. A karbonban dúsult austenit szemcsékből hűlés során martensit keletkezik, így a kilágyult alapszövet lokális rideg zónákat fog tartalmazni, ami repedésképződés és

19 19 repedésterjedés szempontjából igencsak kedvezőtlen hatású [21] [35]. A termomechanikusan kezelt acélok esetén a kis karbontartalom (C 0,08%) miatt feltételezhető, hogy ebből a jelenségből fakadó szívósságcsökkenés és lágyulás mértéke kisebb, de erről bizonyosságot csak a szimulációs kísérletek elvégzése után kaphatunk. A többrétegű varrat hőhatásövezetében az egymást követő varratok hőciklusa révén a hőhatásövezeti sávok kombinációja is létrejöhet a 9. ábrának megfelelően. Ezek közül, korábbi kísérletek eredményeire alapozva, az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv (IK DSZ) jelenléte a legkedvezőtlenebba szívósság szempontjából, ugyanis a durvaszemcsés és az interkritikus sáv korábban kifejtett hátrányos tulajdonságai ebben a lokális zónában felerősítik egymást. A későbbiek során ennek a sávnak a fizikai szimulációval történő előállítása és vizsgálata is a kísérlet tárgyát képezi Hegesztéstechnológiát befolyásoló paraméterek Egy adott hegesztési feladat során számos paraméter meghatározása szükséges, és a feladat többféle beállítás mellett is elvégezhető. A következő fejezetekben az alapanyag szövetszerkezetét leginkább befolyásoló paramétereket veszem sorba, és az ömlesztő hegesztő eljárásokra jellemző paraméter-tartomány alapján igyekszem meghatározni a kísérletek elvégzéséhez szükséges vizsgálandó paraméterablakot Előmelegítési és rétegközi hőmérséklet Az acélokat hidegrepedési hajlamuk alapján csoportosító Graville diagram szerint a vizsgált S960M acél olyan karbon és ötvöző tartalommal rendelkezik, hogy problémamentesen hegeszthető repedésképződés szempontjából (9. ábra) [29]. Ezek a megállapítások összhangban vannak a gyártói ajánlással is, mi szerint fogyóelektródás ívhegesztés esetén csak egy 60 C-os, a lecsapódó párát eltávolító előmelegítés elegendő hegesztés előtt.

20 20 9. ábra. Graville diagram [29] Ha szigorúbb előírásokat támasztanak a varrat diffúzióképes hidrogén tartalmával szemben, valamint PA-tól eltérő pozícióban kell hegeszteni, vagy többrétegű varratfelépítést kell alkalmazni, akkor a gyártó egy maximum 150 C-os előmelegítést javasol [30] [6]. Az előmelegítési hőmérséklet értékének meghatározására szolgál az EN szabvány C mellékletében szereplő A és B módszer. Az A módszer az IIW szerinti, CE karbonegyenértéket veszi alapul, és az előmelegítés hőmérséklete nomogramból határozható meg a vonalenergia, a kombinált lemezvastagság és a diffúzióképes H tartalom ismeretében. A B módszer, más néven az Uwer-Höhne módszer a CET karbonegyenértéken alapul, számítására a következő képlet szolgál [31]: T e = 697 CET th ( t 35 ) + 62 H 0,35 d + (53 CET 32) E v 328 ahol: t [mm]: kombinált lemezvastagság, Hd [ml/100 g fém]: diffúzióképes hidrogén tartalom, Ev [kj/mm]: vonalenergia. A diffúzióképes hidrogén tartalom értéke fogyóelektródás ívhegesztés esetén általában Hd = 3 15 ml/100g fém tartományban alakul. Jelen esetben az előmelegítési hőmérséklet számításához Hd = 8 ml/100g fém értéket választottam (ami a szabvány szerinti C hidrogén skálát (5 Hd 10) jelenti). A 15 mm-es lemezvastagság adott, amiből a kombinált lemezvastagság tompakötés esetén t = 15+15= 30 mm. A vonalenergia tekintetében három értékre is kiszámítottam az előmelegítési hőmérsékletet, ahol az értékek megadásánál korábbi hegesztési kísérletek paramétereire támaszkodtam [29]. Az így kapott hőmérséklet értékeket tartalmazza a 4. táblázat,

21 21 kiegészítve egy S960QL típusú nemesített nagyszilárdságú acél számított és tapasztalati előmelegítési hőmérsékleteivel [21] [11]. 4. táblázat. Előmelegítési hőmérsékletek különböző hőbevitel mellett S960M (számított) S960QL S960QL (számított) (tapasztalati) Ev [J/mm] / /3000 Telő [ C] Az S960M alapanyagon végzett korábbi hegesztési kísérletek azt igazolják (VFI eljárás, X varrat, PA pozíció), hogy egy minimális 60 C-os előmelegítés mellett is előállítható a követelményeknek megfelelő kötés [29]. Ez lényeges előnyt jelenthet az ipari felhasználás tekintetében az S960QL acélnál alkalmazandó C-os előmelegítési hőmérséklettel szemben. Mindazonáltal egy minimális előmelegítési hőmérséklet előírása kedvező a hegesztett kötésben kialakuló maradó feszültségek csökkentése, valamint a fémfelületen lecsapódó pára eltávolítása céljából. A hegesztési hőmérséklet-tartomány szempontjából fontos paraméter a maximális rétegközi hőmérséklet többrétegű varratfelépítés esetén. Ennek a hőmérsékletnek a korlátozása a hőhatásövezet túlzott lágyulásának, továbbá szívósságcsökkenésének az elkerülését szolgálja. A gyártói ajánlás 150 C-ban mérsékli a maximális rétegközi hőmérsékletet abban az esetben, ha speciális követelményeket támasztanak a kötés szilárdsági tulajdonságaival szemben [6]. A korábbi hegesztési kísérletek során ezt a 150 C-os rétegközi hőmérsékletet betartották, de a kísérleteim során a vizsgálat tárgyát képezi majd ennek a hőmérsékletnek a növelése is [29] Vonalenergia Nagyszilárdságú acélok hegesztésekor különös figyelmet kell fordítani a vonalenergia szabályozott, szűk határok közötti tartására. Ahhoz, hogy a varrat és hőhatásövezet szilárdsági tulajdonságai megfeleljenek a követelményeknek (MSZ EN ISO ) alulról és felülről is korlátozni kell a vonalenergia értékét. Az alsó korlátot a kritikus t8,5/5 hűlési idő megengedett legkisebb értékéhez kell igazítani, a felső korlátot pedig a t8,5/5 hűlési idő maximumához. A vonalenergia számítására a következő képlet szolgál [32]: E v = de ds = ϕ v h

22 22 ahol: ϕ [J/s]: hőáram, vh [mm/s]: hegesztési sebesség. Az eddigi, 15 mm-es lemezvastagságon elvégzett hegesztési kísérletek azt mutatják, hogy a vonalenergia változtatása nem volt jelentős hatással a kötés szilárdságának változására az S960M alapanyag esetén. A vonalenergia Ev = 1050 J/mm értékről Ev = 1400 J/mm értékre való növelése csupán egy átlagos 47 MPa-os csökkenést okozott a szakítószilárdságban [29]. Itt is számottevő különbség van az S960QL nemesített nagyszilárdságú acélokhoz képest, ahol a vonalenergia változtatása igen jelentős hatással bír a kötés szilárdságváltozására [21]. A fizikai szimulációval előállított kísérleti próbatestek esetén a vonalenergia, mint paraméter csak közvetve játszik szerepet, ugyanis a t8,5/5 hűlési időt befolyásolja. Ennek hatását a következő fejezetben ismertetem Kritikus t8,5/5 hűlési idő A fentebbi megállapításokból következik, hogy a vonalenergia és a kritikus t8,5/5 hűlési idő szoros összefüggésben áll, és komplex paraméterként szolgál a hegesztési folyamat hűlési szakaszának jellemzésére. A t8,5/5 hűlési időt befolyásoló paraméterek a hőáram, a hegesztési sebesség, az előmelegítési/rétegközi hőmérséklet, az alapanyag hőfizikai jellemzői és vastagsága. Fizikai tartalma nem más, mint a varrat 850 C-ról 500 C-ra történő hűlési időszükséglete, mivel a kis karbontartalmú szerkezeti acélokban az austenit bomlása ebben a hőmérséklet tartományban megy végbe [33]. A hűlési sebesség számítására a védőgázas fogyóelektródás ívhegesztésre jellemző paraméterek esetén a 15 mm alapanyag vastagságnál a 3D-s hővezetési modellt célszerű alkalmazni, amelynek képlete [28]: t 8,5/53D = ϕ 2 2 π λ v ( 1 1 ) 500 T T 0 ahol: λ: hővezetési tényező, v: hegesztési sebesség T0: előmelegítési hőmérséklet. A termomechanikus acélok esetén a gyártó szerint a hűlési idő tágabb határok között változtatható a varrat és hőhatásövezet kisebb hidegrepedési és kilágyulási hajlama miatt, azonban célszerű itt is a gyártói ajánlások betartása, amely az adott S960M acélminőségre 3 és 12 s között van [6].

23 23 A hegesztési hőciklus hatására keletkezett szövetszerkezet tehát összefüggésben áll a hűlési idővel, így keménységmérési eredményekből következtetni lehet az alkalmazott hegesztési paraméterek megfelelőségére. A hőhatásövezetben mért keménység és a hűlési idő kapcsolatát különböző acéltípusokra a 10. ábra mutatja [29]. 10. ábra. Hőhatásövezet keménysége és a t8,5/5 hűlési idő kapcsolata [29] Az ábra alapján megállapítható, hogy a termomechanikus acélok keménysége minden esetben alul marad a nemesített nagyszilárdságú acélokhoz képest ugyanakkora hűlési idő esetén, vagyis kevesebb rideg, nagy keménységű szövetelem képződik. Ennek tükrében a vonalenergia tágabb határok között változtatható, valamint az előmelegítésre sincs feltétlen szükség [29].

24 24 2. HEGESZTHETŐSÉG VIZSGÁLATI LEHETŐSÉGE FIZIKAI SZIMULÁCIÓVAL A hegeszthetőség egy olyan összetett problémakör, hogy nincs egyetlen olyan technológiai vizsgálat vagy próba, amellyel megítélhető lenne, vagy egyetlen mérőszámmal kifejezhetővé válna. A feltételektől és körülményektől függően az egyes befolyásoló tényezőket külön kell vizsgálni, majd az eredmények ismeretében kerülhet sor a rangsorolásra [7]. A termomechanikusan kezelt korszerű nagyszilárdságú acélok hegeszthetőségi kérdéskörét az előző fejezetben részletesen elemeztem. A dolgozat ezen részében arra kerül a hangsúly, hogy ezek a hegeszthetőséget befolyásoló tényezők miként vizsgálhatók. A legkorszerűbb technológiák egyike napjainkban a folyamatszimulációk közé tartozó fizikai szimuláció, melynek alkalmazására nekem is lehetőségem nyílt Fizikai szimulációs vizsgálatok Az anyagfeldolgozó eljárások fizikai szimulációja olyan laboratóriumi körülmények között végzett szimulációt jelent, amely során pontosan reprodukáljuk azokat a termikus és mechanikus folyamatokat, amelyek a tényleges feldolgozás során érik az adott anyagot [14] [15]. A fizikai szimulációval lehetőség nyílik anyag- és folyamat modellezésre egyaránt, de anyagtudományi vizsgálatok elvégzésére is alkalmas. Főbb felhasználási területei a következők: - Technológiák: hegesztés, folyamatos öntés, meleghengerlés, folyamatos izzítás, kovácsolás, hőkezelés, porkohászat, szinterelés, diffúziós kötés, stb. - Vizsgálatok: melegszakító vizsgálat, melegalakíthatóság, folyamatos hűtési átalakulás, folyamatos hevítési átalakulás, izotermás izzítás, stb.

25 25 - Anyagismeret: diffúzió, feszültségrelaxáció, olvadás és szabályozott dermedés, újrakristályosodás, edzés, stb. Az anyagtechnológiák gyártási paramétereit teljes mértékben lefedik a fizikai szimuláció adta beállítási lehetőségek, sőt a paraméter tartomány némely esetben annál jóval szélesebb is. Ennél fogva a fizikai szimulációval új technológiákat is lehet tesztelni, amelyekkel a kívánt tulajdonságú szövetszerkezetek hozhatók létre. Ez az anyagtudományi kutatás-fejlesztés legújabb irányvonala, és ebben a fizikai szimulációnak meghatározó szerepe van [7] [14]. A fizikai szimuláció fémipari alkalmazása először a XX. század közepén kerül említésre a szakirodalomban. Eleinte a kutatók maguk terveztek és építettek kísérleti berendezéseket, amelyekkel javarészt a hegesztés akkori problémaköreit vizsgálták. Ilyen irányú kísérletek zajlottak a különböző kutatási intézetekben, az egykori Szovjetunióban, Kínában, Nagy-Britanniában, valamint az Amerikai Egyesült Államokban is. Egy kezdetleges fizikai szimulátort mutat a 11. ábra [7] [14]. 11. ábra. Korai hőhatásövezet vizsgálati szimulátor az amerikai Renssealer Politechnikai Intézetben, 1950-es évek [7] [15] A hőhatásövezet szimulációjának első magyar vonatkozású sikerét a Vasipari Kutatóintézetben (VASKUT) Rittinger János érte el ben. Egy olyan berendezést hozott létre (12. ábra), amely alkalmas volt a hegesztés hőhatásövezetében végbemenő fázisátalakulások tanulmányozására, és lehetővé tette az átalakulási termékek mechanikai tulajdonságainak vizsgálatát [7].

26 ábra. A VASKUT hőszimulátora [7] A későbbi fejlesztések során a berendezéseket kiegészítették egy mechanikus egységgel, így már nem csak hőciklusokat, hanem a képlékeny alakváltozást és ezek kombinációját is képes volt szimulálni. Ezzel a kiegészítéssel alkották meg az első Gleeble termo-mechanikus szimulátor. Mivel a fizikai szimuláció első sorban a hegesztési folyamatok vizsgálatában játszott kiemelkedő szerepet, olyan berendezésre volt szükség, amely a mérési feltételeket kielégítő környezetben volt képes a hőhatásövezeti zóna részeit reprodukálni. Az első olyan kereskedelmi forgalomban kapható szimulátor, amelyet erre a célra terveztek, az Egyesült Államokban gyártott Gleeble 510 elnevezésű rendszer volt. Ezzel reprodukálni lehetett a hegesztés hőciklusát, és a berendezés segítségével tanulmányozni lehetett, hogy miként változik a bevitt hőmennyiség hatására az alapanyag szövetszerkezete. További fejlesztéseket követően (pneumatikus terhelő rendszerrel való kiegészítés) 1979-ben jelent meg a Gleeble 1500-as berendezés, majd a még újabb konstrukció, az általam is használt Gleeble 3500 [7] [14] [15] Gleeble 3500 termomechanikus fizikai szimulátor A Gleeble 3500 egy teljes körűen integrált, számítógépes adatgyűjtő- és feldolgozó egységgel ellátott termo-mechanikus vizsgáló rendszer ben mutatta be a DSI mint harmadik generációs szimulációs berendezését, melynél a vezérlés már digitális elektronikával, zártkörűen valósul meg. Két fő része a termikus és a mechanikus rendszer, továbbá speciális feladatokhoz kiegészítő egységek állnak rendelkezésre,

27 27 amelyek opcionálisan megrendelhetők a gyártótól [16] [15]. A berendezés a 13. ábrán látható. 13. ábra. Gleeble 3500 termo-mechanikus fizikai szimulátor [15] A Miskolci Egyetem Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetében évek óta rendelkezésre áll egy Gleeble 3500 típusú berendezés. Magyarországon két felsőoktatási intézmény is elmondhatja magáról, hogy fizikai szimulátorral végezhet vizsgálatokat. Az Intézetben felállított rendszer teljes körűen használható termomechanikai vizsgálatokra, a kísérleti tervezést, futtatást és adatfeldolgozást pedig Windows alapú szoftver segíti egy nagyteljesítményű számítógépen. A Gleeble rendszer jellemzői közül kiemelendő a jelentős, akár C/s-os hevítési és hűtési képessége, ami természetesen a próbatest geometriájának is függvénye. A vízhűtésű befogó készülék között a próbatest közepén egyenletes hőmérsékletű sáv alakul ki, aminek hőmérsékletét előre felhegesztett és a berendezéshez kapcsolt termoelemekkel lehet mérni. Ez a mért hőmérséklet szolgál a hőciklus szabályzására is. Mechanikai rendszerével maximálisan 100 kn statikus húzó- vagy nyomóterhelést lehet kifejteni a próbatestre, akár 2000 mm/s alakítási sebesség mellett [7] [14]. A próbatesten lefuttatott szimulációk során a program másodpercenként 2000 mintavételt is képes elvégezni, a minél pontosabban kiértékelhető eredmények céljából. A próbatestek a szimulációk során a környezettől elszigetelt vákuumkamrában helyezkednek el, amely tetszés szerint különböző védőgázokkal is feltölthető. Ilyen széles paraméterskála mellett minden fémben előforduló szövetszerkezetet képes előállítani homogén módon, a későbbi anyagvizsgálatok számára elegendő mennyiségben.

28 Fizikai szimuláció alkalmazása a hőhatásövezeti vizsgálatokban A hegesztett kötések hőhatásövezeti vizsgálatának hagyományosnak mondható módja, amikor valós hegesztési kísérletek során előállított kötésekből munkáljuk ki a vizsgálati próbatesteket. Azonban sok esetben problémás egy bizonyos hőhatásövezeti sáv vizsgálata, vagy egyáltalán nem is lehetséges. A fő gond az, hogy a valós folyamat során olyan nagy hőmérséklet gradiensek alakulnak ki az anyagban, hogy tizedmilliméterenként változó, erősen inhomogén szövetszerkezet áll elő. Ezért egyes szövetelemek nem is vizsgálhatóak ilyen kis mennyiségben, és nehezen határozhatók meg a hegesztett kötés terhelhetősége szempontjából veszélyes lokális zónák. Ezt lehet kiküszöbölni a fizikai szimulációval, ugyanis elegendő mennyiségben állítható elő homogén szövetszerkezetű próbatest, mind ütő- és törésmechanikai, mind pedig mikroszerkezeti vizsgálatok céljára [17] [18]. A Gleeble 3500 segítségével végzett hőhatásövezeti vizsgálatokhoz a berendezés QuickSim elnevezésű szoftvere használható. Ebben több olyan hegesztési hőciklust előállító modell is található, amelyekkel HAZ tesztek végezhetők. Ezzel a módszerrel több esettanulmány is készült már az Intézetben [9] [18] [19] Hőciklus modell Ahhoz hogy a valóságot hűen tükröző szimuláció jöjjön létre, a legfontosabb, hogy a hegesztendő anyag geometriájától függő hővezetési modell meghatározásra kerüljön. A hűlési sebesség mértékét számottevően befolyásolja a kötés kialakítása, a hővezetési folyamatban résztvevő elemek száma és mérete. Ez alapján megkülönböztethető kétdimenziós hővezetés vékony lemezek esetén, illetve háromdimenziós hővezetés vastag lemezek esetén. A 2D-s hővezetési modell megalkotása Rykalin (Rosenthal) nevéhez fűződik, aki olyan egyenletet vezetett le, amely a varrat közelében a hőmérséklet lefutását a hely és idő függvényében írja le [7]. Ennél a vékonylemezmodellnél a felületi hőátadás dominál, a hővezetés csekély jelentőségű [18]. A háromdimenziós hővezetés a vastaglemezekre vonatkozik. Ennél az úgynevezett nagytest-modellnél a hővezetés dominál, a felületi hőátadás (konvekció) csekély jelentőségű. A 3D-s, Rykalin hővezetési modell esetén a hegesztés során kialakuló hőciklus leírásához a Fourier-féle hővezetési differenciálegyenlet hegesztésre alkalmazható megoldására van szükség, amely a következő képen írható fel [21] [28]: ρc p (T) T t = λ(t) T ( 2 x T y T λ z2) + T [( T x ) + ( T y ) 2 + ( T z ) 2 ]

29 29 ahol: T: hőmérséklet, λ: hővezetési tényező, ρ: sűrűség cp: állandó nyomáson vett fajhő, t: idő. A differenciálegyenlet numerikus módszerrel megoldható, az ipari gyakorlatban viszont az egyszerűbb, analitikus megoldást használják. Az egyenlet egyszerűbb alakba hozható a következő feltételezésekkel, megkötésekkel [21]: - a hegesztett tárgy homogén és izotróp, - az anyag minden pillanatban szilárd állapotban van, - a hőfizikai jellemzők (λ, ρ, cp) a hőmérséklettől függetlenek, azaz állandók, - a hegesztő hőforráson kívül más hőforrás nincs (ötvöző kiégési hő, fázisátalakuláskor felszabaduló hő), - a hegesztési hőforrás pontszerű, kiterjedés nélkülinek tekintendő, - a munkadarab határoló felületeti adiabatikusak, azaz a felületen nincs hőátadás, - a hővezetés folytonos. Így az egyenlet egyszerűbb alakban [28]: a 2 T = T t ahol: a = λ : hőmérsékletvezetési tényező. c p ρ A hőforrás kiterjedése, haladási sebessége, valamint a munkadarab geometriájától függően számos modell állítható fel a hőciklus jellemzésére, azonban a jelen kísérleti munka szempontjából a 3D modellnek van létjogosultsága. Ennél a hőforrás lassan mozgó és pontszerűnek tekinthető. Ezt az esetet írja le a Rykalin-3D hővezetési modell [9]: ahol: T(R, x) = E v 2πλR e v 2a (x+r) - R = x 2 + y 2 + z 2 helyvektor, - a = λ/cpρ hőmérsékletvezetési tényező, - λ hővezetési tényező, - cp állandó nyomáson vett fajhő, - ρ sűrűség,

30 30 - v hegesztési sebesség, - Ev vonalenergia. Az egyszerűsítések közül kiemelendő a fizikai jellemzők hőmérsékletfüggésének elhanyagolása, ugyanis azok nagymértékben változnak a hőmérséklettel [7]. Azonban a közelítés pontossága jelentősen javítható, ha a fizikai jellemzők értékeinek adott hőmérséklet tartományon vett átlaga szerepel a hőciklus modellben [27]. Ennek a nagytest-modellnek a használata olyan szempontból is előnyös a 2D-s modellel szemben, hogy független a lemezvastagságtól, így eggyel kevesebb tényező nehezíti az eredmények kiszámítását és értékelését. A képletben szereplő fizikai jellemzők megadásánál egyszerűbb esetben használhatóak egy általános rendeltetésű szerkezeti acél anyagjellemzői, viszont a pontos végeredmények érdekében ezek a jellemzők az adott acél vegyi összetétele és egyéb ismert tulajdonságai alapján számíthatóak különböző matematikai szoftverek segítségével. Természetesen mérési úton is meghatározhatóak, ám ez jóval idő- és költségigényesebb folyamat. A kezelő szoftverben csak a hűlés módja adható meg a szimuláció tervezésénél, a hevítés módját és a hőntartási időt külön kell a programba bevinni. A hevítés sebességére a szoftver ad ajánlást, de egyéni igények szerint is megadható az értéke, a hőntartási idő pedig akár 1 s-ra is választható, mert a kis keresztmetszetű próbatestben a hőkiegyenlítés már ilyen rövid idő alatt is végbemegy. Az előmelegítési hőmérsékletet, a hevítési csúcshőmérsékletet és a vonalenergia értékét mind a korábbi fejezetekben már tárgyalt szempontok szerint kell megválasztani. A szilárdsági és szívóssági vizsgálatokhoz az adott alapanyagból ki kell munkálni a próbatesteket. Ezek célszerűen lehetnek 10x10 mm-es keresztmetszetű hasábok, a hosszukat pedig tapasztalati úton lehet meghatározni a kívánt hűlési sebesség beállítása érdekében. A próbatest hossza nagymértékben képes befolyásolni a próbatest hűlési sebességét, mivel ezen múlik mekkora a hűtött befogópofákkal érintkező felület. Ezekből a próbatestekből a szimuláció után az ütővizsgálatai Charpy-V bemetszésű próbatestek kimunkálhatók, vagy keresztmetszeti csiszolatok készíthetők mikroszkópos szövetkép vizsgálathoz. A szakítóvizsgálatokhoz alkalmazható hengeresre kimunkált próbatest is. A szimuláció vizsgálati elrendezését a 14. ábra mutatja [9].

31 ábra. Vizsgálati elrendezés [9] A vizsgálati elrendezésen is látható, hogy a próbatesthez előzetesen termoelemeket hegesztettünk fel. Ezek a termoelemek szolgáltatják a szimuláció során az aktuális hőmérsékletről az információt a vezérlőnek, megvalósítva ezzel egy visszacsatolt szabályozási kört. Tehát a beprogramozott hőciklust a berendezés hűtés közben szakaszos hőelvonással vagy éppen hőbevitellel valósítja meg [9] Esettanulmányok a fizikai szimuláció alkalmazásában Egy kínaiak által ismertett vizsgálatban egy 800 MPa folyáshatárú alacsony ötvözőtartalmú nagyszilárdságú acél (HSLA) durvaszemcsés hőhatásövezeti sávját elemezték. A vizsgálat során a fizikai szimulációnak alávetett próbatesteken a hűlési idő és a csúcshőmérséklet hatását határozták meg a törési szívósság és a mikroszerkezet szempontjából. A kísérletből kiderült, hogy a durvaszemcsés szövetszerkezet a legynagyobb szívósságot t8,5/5 = 18 s hűlési idő mellett éri el. Mindemellett arra is rámutatnak a szerzők, hogy a hűlési idő növekedtével nő az ausztenitesedett szemcsék mérete és ezzel együtt a hűlés során a bainit és martensit-austenit szigetek (M-A) aránya a martensit hányaddal szemben. Számottevő szívósságcsökkenés következett be az austeit szemcsék nagymértékű durvulásával és az M-A tartalom növekedésével is [41]. Az eredményekre hatással volt a próbatestek orientációja, azaz, hogy az alapanyagból kereszt- vagy hosszirányban történt meg a kimunkálás. A hosszirányban kimunkált próbatestek nagyobb ütőmunkával rendelkeztek a keresztirányúval szemben, amire a kutatók azt a magyarázatot adták, hogy az gyártás során kialakult alakítási textúra visszamaradt a szimulált hőciklus után is [41].

32 32 Másrészről a vizsgálat azt is kimutatta, hogy a lassabb hűlési idővel előállított, ezáltal sokkal durvább szemcséjű szövetszerkezettel rendelkező próbatestek nagyobb szívóssággal rendelkeznek, mint a rövidebb hűlési idővel előállított, azaz finomabb szemcséjű szövetszerkezetek. Erre azt a választ adják a szerzők, hogy gyors hűtés mellett nincs mód a rideg szövetek önmegeresztődésére, valamint az M-A szigetek bomlására. A vizsgálatuk a interkritikus sávra is kiterjedt, ahol viszont a szívósság nagyfokú romlását tapasztalták, amit a részlegesen átalakult mikroszerkezetnek és az M-A tartalomnak tulajdonítottak [41]. Egy másik, szintúgy kínai kutatók által közzétett kutatásban egy kis karbontartalmú bainites nagyszilárdságú acél durvaszemcsés hőhatásövezeti zónáját vizsgálták. A próbatesteket fizikai szimuláció segítségével különböző hűlési idővel hőciklusnak tették ki, majd műszerezett ütővizsgálatnak vetették alá. Ezt követően a mikroszerkezetet a kutatók optikai és szkenning elektronmikroszkópos vizsgálat útján elemezték. A kialakult szövetszerkezetben a lemezes martensit mennyisége egyre csökken a hűlési idő növekedésével a durvaszemcsés bainittel szemben. A szívósság a t8,5/5 = 10 s hűlési idő felett kezd el nagymértékben csökkeni, amit a hűlési idő növekedtével egyre nagyobb arányba megjelenő martensit-austenit tartalomnak tulajdonítanak, mivel az M- A szigetek jelentősen lecsökkentik a repedésinduláshoz szükséges energia szintjét. A repedésterjedéshez szükséges energia növelésében pedig hatékony szerepet játszik a finom martensites szövetszerkezet jelenléte [42].

33 33 3. FIZIKAI SZIMULÁCIÓS KÍSÉRLETEK 3.1. Hőhatásövezeti vizsgálatok tervezése A fizikai szimulációs kísérlet fő célja az, hogy az adott S960M acélon előállítsam a hegesztés során kialakuló legkisebb szívóssággal rendelkező hőhatásövezeti sávokat. Ennek tükrében a valós hegesztési problémák megoldásakor célzottan tervezhető olyan hegesztéstechnológia, amellyel a kritikus sávokban a szívósságcsökkenés minimalizálható, optimalizálva a hegesztett kötés, és ezáltal a szerkezet egészének teherbíró képességét Csúcshőmérsékletek megválasztása Korábbi kísérletekre alapozva a szívóssági tulajdonságok szempontjából legkritikusabbnak ítélt durvaszemcsés, interkritikus és az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés hőhatásövezeti sávot kívánom előállítani fizikai szimulációval. A durvaszemcsés sávhoz tartozó szimulációs hőciklus maximális hőmérsékletét úgy kell megválasztani, hogy a lehető legnagyobb szemcsék jöjjenek létre. Ennek értéke Tmax,DSZ = 1350 C, az S960QL nemesített nagyszilárdságú acélon végzett kísérletek eredményeit figyelembe véve. Az interkritikus sáv előállítását bonyolítja, hogy az Ac1 és Ac3 hőmérsékletek értékét befolyásolja a hevítési sebesség. Az interkritikus sáv előállítását célzó maximális hőmérséklet megválasztásához itt is a korábbi kísérletekre támaszkodtam, ebből következően Tmax,IK = 775 C [11]. Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv előállításához a hőciklus modellben az 1350 C-ra való hevítést követő hűtési szakaszt egy újabb 775 C-ra történő hevítés követ. A két csúcshőmérséklet között, a valós hegesztési kísérletekre alapozva, egy 150 C-os rétegközi hőmérsékletig kell visszahűteni a próbatestet.

34 Kritikus t8,5/5 hűlési idők megválasztása A nagyszilárdságú szerkezeti acélok ipari felhasználásakor leggyakrabban az ömlesztő hegesztő eljárások valamelyikét alkalmazzák. A leginkább elterjedt védőgázas fogyóelektródás ívhegesztés esetén a közepes lemezvastagság tartományban a technológiai paraméterskálát jól lefedi, ha a fizikai szimulációs vizsgálatok során a t8,5/5 = 5 s; 15 s; 30 s hűlési idő paraméterekkel hajtom végre a vizsgálatokat. Az 5 s-os alsó hűlési idő értéket indokolja az, hogy a szívóssági vizsgálatokhoz (műszerezett ütővizsgálat) alkalmas 10x10x70 mm méretű próbatesteken ez a legkisebb hűlési idő, amit külső hűtés vagy speciális próbatest kialakítás nélkül el lehet érni. Természetesen a gyakorlatban ennél kisebb hűlési időértékek is előfordulhatnak előmelegítés nélküli gyöksor hegesztése és a nagy hegesztési sebességgel történő robotizált hegesztések esetén [21] [29]. A 15 s és 30 s hűlési idők többrétegű varratfelépítésnél a töltő és fedősorok hegesztése esetén állhat elő a gyakorlatban, ha az előírt hőbevitelt, illetve rétegközi hőmérsékletet nem tartják be. Ez utóbbi, valamint a szövetszerkezetben végbemenő változások mélyebb megértése indokolja a nagyobb, t8,5/5 = 30 s hűlési idő vizsgálatát is. A hőhatásövezeti sávokhoz tartozó hőmérséklet értékeket összesíti az 5. táblázat. 5. táblázat. Kísérleti paraméterek a vizsgált hőhatásövezeti sávokra Hőhatásövezeti sáv Csúcshőmérséklet [ C] Tmax1 Tmax2 t8,5/5 hűlési idő [s] DSZ ; 15; 30 IK 775-5; 15; 30 IK DSZ ; 15; Vizsgálati körülmények A paraméterek meghatározása után, valamint az acél hőfizikai jellemzőinek ismeretében a hőciklusok a Gleeble 3500 fizikai szimulátor szoftverével beprogramozhatóak. A szimuláció során a próbatestekre felhegesztett termoelemek által szolgáltatott hőmérséklet adatok segítségével történik a folyamat szabályozása. Példaként a 15. ábrán látható az interkritkusan megeresztett durvaszemcsés sáv előállítását célzó hőciklus, 15 s hűlési idő esetén.

35 ábra. Az IK-DSZ sáv előállítását célzó hőciklus (Tmax1 = 1350 C, Tmax2 = 775 C) A kísérleti próbatesteket a szimulációt követő műszerezett ütővizsgálatnak megfelelően kell kialakítani, ehhez 10x10x70 m méretű próbatestek felelnek meg. A hossz változtatható, de a 70 mm optimális érték a szükséges hűlési idők eléréséhez. Fontos megjegyezni, hogy a próbatestek kimunkálását szigorú méret-, alaktűrési és felületminőségi előírásoknak megfelelően kell elvégezni. Ennek lényege, hogy a fizikai szimuláció során a próbatest hevítése és hűtése a réz befogópofákon keresztül történik, és a beállításokkal azonos hevítési és hűtési sebesség értékek csak pontos illeszkedés esetén valósíthatóak meg [21]. A vizsgálat vákuumban történik a próbatest felületének revésedését és dekarbonizációját elkerülve.

36 36 4. ANYAGVIZSGÁLATI EREDMÉNYEK ÉRTÉKELÉSE A fizikai szimuláció segítségével előállított hőhatásövezeti próbatesteket optikai mikroszkópos vizsgálatoknak, makro- illetve mikrokeménység vizsgálatoknak, valamint műszerezett ütővizsgálatnak vetettem alá Mikroszkópos vizsgálat A fizikai szimulációval előállított hőhatásövezeti sávok szövetszerkezetéről csiszolt, polírozott, majd 2% HNO3 oldatban maratott preparátumok segítségével optikai mikroszkópos felvételeket készítettünk. A csiszolást P180, P400, P800 és P1500 szemcsefinomságú vizes csiszolópapírral végeztük, majd alumínium-oxid szuszpenzióval políroztuk a csiszolatokat. A vizsgálatokat az Intézetben rendelkezésre álló Zeiss Axio Observer D1m típusú mikroszkóppal végeztük el. Az elkészült felvételek alapján megállapítható, hogy a szimuláció sikeres volt, és a próbatestek teljes vizsgálati keresztmetszetét a vizsgálni kívánt hőhatásövezeti sávok szövetszerkezete alkotja. Ezt támasztja alá a valós hegesztett kötés szövetszerkezetéről készült mikrofelvételekkel történő összevetés is. A teljes nagyítási sorozatot az M3 melléklet tartalmazza az egyes sávok és hűlési idők szerint rendezve. A durvaszemcsés hőhatásövezeti sávban már a t8,5/5 = 5 s hűlési idő esetén is egy nagyságrenddel nagyobb szemcsék keletkeztek (~100μm) az alapszövet szemcséihez képest (~10μm). A lassabb hűlési idők mellett még tovább fokozódott a szemcsedurvulás, akár μm méretű szemcsék is fellelhetők a szövetképeken [M2 melléklet]. A durvaszemcsés sáv szövetszerkezete megeresztett tűs martensit, amelynek keménysége 360 HV érték körül alakul, még rövid 5 s hűlési idő esetén is. Ez alig haladja meg az alapanyag keménységét, ami az alacsony karbontartalomnak

37 37 köszönhető. Lassabb hűlési idők esetén a durvaszemcsék keménysége az alapanyag keménység intervallumába esik ( HV). Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávban lejátszódó folyamatok során a másodlagos hőciklus eredményeként a durvaszemcsés martensit megeresztődik, a szemcsék keménysége tovább csökken mintegy 50 HV értékkel (mikrokeménység mérési eredmények), azonban a szövet makrokeménysége számottevően nem csökkent, ugyanis a szemcsehatáron a γ-α átalakulás következtében rideg finomszemcsés martensit háló keletkezett. Ennek a keménysége mikrokeménység mérési eredmények szerint a 400 HV értéket is elérheti [M4 melléklet]. Általánosan elmondható, hogy a hűlési idő növekedésével a γ-α átalakuláson átesett részek mérete növekedett, mind az IK és az IKDSZ sávok tekintetében. Az egyes hőhatásövezeti sávok keménységét részletezem a következő fejezetben Keménységvizsgálat Az optikai mikroszkópos vizsgálatokhoz készített csiszolt, maratott próbatestek keménységmérési vizsgálatra is alkalmasak. Hőhatásövezeti sávonként adott hűlési időhöz több mérést szükséges elvégezni, így az eredmények átlaga megbízható eredményt szolgáltat. Jelen esetben a 10x10 mm keresztmetszetű próbatestek felületén 5 db lenyomatot készítettem, négyet a sarokpontokban, valamint egyet középen, HV10 vizsgálati terheléssel. A méréshez egy UH250 típusú univerzális keménységvizsgáló eszköz áll rendelkezésre az intézetben. Az S960M termomechanikusan kezelt nagyszilárdságú acélon elvégzett valós hegesztési kísérletek során mért keménységeloszlásokat szemléltet a 16. ábra, ahol az első kísérlet töltő varratsorait Ev = 1050 J/mm vonalenergiával, a második kísérlet töltősorait pedig Ev = 1400 J/mm vonalenergiával hegesztettek meg 15 mm lemezvastagság mellett. A gyöksorok hegesztése mindkét esetben Ev = 750 J/mm vonalenergia értékkel történt. A diagram tartalmazza egy S960QL nemesített nagyszilárdságú acél hegesztett kötésének keménységértékeit is az összehasonlíthatóság érdekében [29].

38 ábra. Keménységvizsgálat (HV10) eredményei a koronaoldalon [29] Az eredményekből megállapítható, hogy a kötés minden mért pontja teljesíti az MSZ EN ISO [37] szabvány CR ISO szerinti 2-es anyagcsoportra vonatkozó követelményeit, azaz nem haladja meg a keménység a 380 HV10 maximálisan megengedett keménységértéket. Az S960QL acélhoz képest az S960M hőhatásövezete minimális mértékben keményedett fel, még a durvaszemcsés sáv keménysége is mindösszesen csak HV értékkel haladja meg az alapanyag 340 HV keménységét az 1. kísérlet kötésében. A nagyobb hőbevitellel hegesztett 2. kísérlet kötésében a hőhatásövezetre a lágyulás jellemző, mivel itt a lassabb hűlési idő miatt egyáltalán nem keletkeztek az alapanyag szövetelemeinél ridegebb fázisok. A varrat keménysége szintúgy nem haladja meg az alapanyag keménységét a 2. kísérlet esetében. A fizikai szimulációval előállított próbatesteken mért értékek átlagát a 6. táblázat szövetszerkezet típusonként mutatja.

39 39 6. táblázat. Makrokeménység vizsgálat mérési eredményei (átlag értékek) Hőhatásövezeti Keménység [HV10] Tmax [ C] sáv t8,5/5 = 5 s t8,5/5 = 15 s t8,5/5 = 30 s DSZ IK IK-DSZ Alapanyag Az eredmények alapján megállapítható, hogy az acél biztonsággal teljesíti az MSZ EN ISO [37] szabvány által megkövetelt értéket, ugyanis jóval 380 HV10 maximálisan megengedett keménység érték alatt maradnak az egyes hőhatásövezeti sávok keménységei. Amint az várható volt, a durvaszemcsés sáv rendelkezik a legkeményebb szövetszerkezettel, azonban a keménység még itt is alul marad HV értékkel a nemesített S960QL acélhoz képest, ahol HV keménység volt mérhető, a hűlési időtől függően [40]. Az interkritikus és az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok keménységértékeiben nem tapasztalható számottevő különbség a különböző hűlési idők esetén. Megfigyelhető mindkét sáv esetén, hogy az alapanyagéval közel megegyező keménységgel rendelkeznek. A nemesített nagyszilárdságú acélokhoz képest a durvaszemcsés sáv keményedése is kisebb, amint azt a szakirodalmi kutatások, valós hegesztési kísérletek és gyártói leírások alapján sejteni lehetett. Mikrokeménység mérést is végeztem annak érdekében, hogy a többrétegű hegesztés során végbemenő folyamatok eredményéről is képet kaphassunk a többszörösen hőkezelt hőhatásövezeti sávok esetén. A mikrokeménységet az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv szövetszerkezetén mértem, ahol a szemcsehatárok mentén az austenites átalakulás helyileg végbement. A mérést egy Mitutoyo HVK berendezésen végeztem, a beállítható legkisebb HV0,1 terhelés mellett. Az eredményeket a 7. táblázat tartalmazza. 7. táblázat. Mikrokeménység vizsgálat mérési eredményei (átlag értékek) Hőhatásövezeti sáv IK-DSZ Mérési pont Keménység [HV0,1] t8,5/5 = 5 s t8,5/5 = 15 s t8,5/5 = 30 s szemcsehatár szemcse belseje

40 40 Az eredményeket elemezve látható egyrészről, hogy nagyméretű szemcsék keménysége a másodlagos hőhatás megeresztő hatása miatt csökkent, másrészről pedig az austenites átalakuláson átment, a durvaszemcsék határán újonnan kialakult részek keményebb szövetelemek. Az így kialakult komplex szövetszerkezetben a lágyult durva szemcséket egy rideg háló veszi körül. Ha a nemesített S960QL acél azonos hőhatásövezeti sávjának mikrokeménység értékeivel összehasonlítjuk, sokkal kedvezőbb az S960M acél interkritikusan megeresztett durvaszemcsés szövete, ugyanis a durvaszemcsék határán lévő ridegebb szemcsék több mint 100 HV értékkel kisebb keménységűek az S960QL acélnál tapasztaltakhoz képest [40]. Mindezekből levonható az a következtetés, hogy a gyártói ajánlások helytállóak, miszerint a túlzott keményedés veszélye nem áll fenn ezeknél az acéloknál, amelynek következtében akár előmelegítés nélkül hegeszthetőek ezek a termomechanikusan kezelt acélok [30] [6] Műszerezett ütővizsgálatok Elméleti háttér Azon acéloknál, ahol a hőhatásövezetben a hegesztési hőciklus hatására szövetszerkezeti változások mennek végbe, általában számolni kell a csökkent szívósságú zónák megjelenésével. Ezek vizsgálatára megfelelő a klasszikus ütővizsgálat, azonban részletesebb kép kapható a szívósság változásáról a műszerezett ütővizsgálat által. Az erő regisztrálására az ütővizsgálat során már az 1900-as évek elején is voltak törekvések, de ez a terület igazán csak a második világháború után indult fejlődésnek a mérőbélyeges technika megjelenésével. Magyarországon az 1960-as évek végétől kezdődött ilyen irányú kutatási tevékenység, a Miskolci Egyetem Mechanikai Technológiai tanszékén pedig az 1970-es évek elejétől van lehetőség műszerezett ütővizsgálatok elvégzésére. Jelenleg az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézet anyagvizsgáló laboratóriumában két műszerezett ütőmű és egy műszerezett ejtőmű alkalmazható törésmechanikai vizsgálatokra. Az egyik ütőmű egy PSD 300/150 típusú 300 J maximális ütési energiájú, a másik pedig egy CEAST Resil 25/15 típusú, 25 J maximális energiájú berendezés. A dolgozatban tárgyalt kísérleteket a PSD berendezésen végeztem el, amely mérőrendszert a 17. ábra mutatja be [20].

41 ábra. A műszerezett ütőmű és a mérőrendszer felépítése. [20] 1 - Szögmérés, 2 - PSD 300/150 ütőmű műszerfal, 3 Ütőél, 4 Nyúlásmérő bélyeg, 5 Mágneses és elektro-emissziós érzékelők, 6 Optikai trigger egység, 7 Triggerelő zászló, 8 - Tápegység és erősítők, 9 Időmérő kijelző, 10 Oszcilloszkóp, 11 Számítógép Az ütőmű kalapácsa tetszőleges magasságból indítható villanymotoros meghajtás segítségével, így az ütési sebesség 0-5,5 m/s-os tartományban változtatható. Az erő regisztrálása az ütőélen elhelyezett nyúlásmérő bélyegekkel történik, az adatokat rögzítését pedig egy Tektronix TDS 420A típusú négycsatornás digitális tárolós oszcilloszkóp végzi [20]. A hagyományos ütővizsgálattal eredményül kapott ütőmunkán, azaz a törésre fordított energia értékén túlmenően, számos más információ is kinyerhető a műszerezett ütővizsgálatból. Acélok esetén a hőmérsékleti elridegedés tanulmányozása mellett lehetőség nyílik a törési folyamat jellegzetes pontjainak kijelölésére is, a V-bemetszésű próbatesteken regisztrált erő-idő vagy erő-expanzió diagramok alapján. Egy ilyen jellegzetes görbét mutat a 18. ábra [20] [22].

42 ábra. 10CrMo9-10 acél hegesztési varratából kimunkált ütőpróbatest erő és mágneses emisszió görbéi (T = 0 C, v = 5,5m/s) [20] gy képlékeny alakváltozás kezdete, m maximális erő, iu instabil repedésterjedés kezdete, a instabil repedésterjedés vége A karakterisztikus pontokhoz tartozó erő, energia és behajlás értékek meghatározására szabványos ajánlások léteznek [23]. A dolgozat témájának szempontjából releváns a repedésindulásra és repedésterjedésre fordított energiák meghatározása. A két energia szétválasztásához azzal a feltételezéssel kell élni, hogy a maximális erőnél következik be a repedésindulás. Ehhez először az erő-behajlás diagramot kell meghatározni az erő-idő diagramból, számítással. Ennek feltétele a kalapács mindenkori sebességének ismerete, amely; v(t) = v 0 1 m t t=0 F(t)dt, ahol: m [kg]: a kalapács tömege, v0 [m/s]: a kalapács sebessége az ütés pillanatában, F(t) [N]: az erőd időbeli változása a mérés során, valamint a próbatest behajlása; t s(t) = v(t)dt, t=0

43 43 ahol: s(t) [mm]: a kalapács elmozdulása a vizsgálat szempontjából meghatározó időintervallumban. Mindezek ismeretében a repedésindulásra fordított energia: W i = és a repedésterjedésére fordított energia: Mindezt szemlélteti a 19. ábra [20] [21]. s m s=0 s t F(s)ds, W i = F(s)ds. s m 19. ábra. A törési energia szétválasztása repedésindulásra és repedésterjedésre fordított energiákra [20] A szerkezeti acélokon végzett kísérletek eredményeiből az tűnik ki, hogy a repedésindulásra fordított energia főként a bemetszés geometriájától függ (V, U), a hőmérséklettől (-60 C -20 C) pedig csak kis mértékben. Másfelől a repedésterjedésre fordított energia csökken a hőmérséklettel, az acélok elridegedési jelenségével összhangban. Az ily módon nyerhető adatok segítenek a hegesztett kötésben a különböző hőhatásövezeti zónák szívóssági tulajdonságainak mélyebbre ható megismerésében [21].

44 Ütővizsgálati eredmények kiértékelése A műszerezett ütővizsgálatokhoz szabványos Charpy V-bemetszésű próbatesteket készítettünk. A bemetszéseket huzalos szikraforgácsoló gépen munkáltattuk ki a pontosságának biztosítása érdekében. A vizsgálatokat az intézeti anyagvizsgáló laboratóriumban található PSD 300/150 típusú berendezésen végeztük el -40 C-on. A termomechanikusan hengerelt alapanyagra vonatkozó MSZ EN ISO [39] szabvány nem tartalmazza a 960 MPa folyáshatárú szilárdsági kategóriát, így az értékeléskor a nemesített nagyszilárdságú acélokra vonatkozó MSZ EN ISO [38] szabvány előírásait vettem alapul, amely szerint az ütőpróbatesteknek -40 C-os vizsgálati hőmérsékleten minimum 27 J ütőmunkát kell teljesíteniük. A gyártók azonban törekednek arra, hogy ezt az értéket jóval túlteljesítsék, jelen esetben, a hengerlési iránytól függetlenül, az átlag érték 68 J-ra adódott. A vizsgált hőhatásövezeti sávok szívósságát a következőkben részletesen elemzem. Az alapanyagból mind hossz mind pedig keresztirányban is próbatesteket munkáltunk ki, azonban a szívósság tekintetében jelentős különbséget csak az interkritikus sáv esetében, 5 s hűlési idő mellett tapasztaltam. Itt a hengerlési irányra merőlegesen kimunkált próbatestek rosszabbul teljesítettek, ami annak köszönhető, hogy a 775 C-os hőmérsékleten, viszonylag gyors hűlés mellett nem volt kellő idő az átkristályosodásra, így az eredeti szemcsék tulajdonságai dominálnak. Az alapanyag ütőmunka értékei mindezt alátámasztják, ugyanis ezeknél is a hengerlési irányra merőleges helyzetű próbatesteknél tapasztaltam kisebb szívósságot. A 20. ábrán a durvaszemcsés hőhatásövezeti sáv szívósságának változása látható a hűlési idő függvényében ábrázolva. Az eredmények viszonylag nagy szórása annak köszönhető, hogy a bemetszés tövében a szemcsék mikroszerkezete, orientációja és mérete próbatestenként eltérő [21]. Az ütőmunka értékek átlagát figyelembe véve, mindegyik vizsgált hűlési idő paraméter esetén teljesült az elvárás a minimális 27 J ütőmunkára. A hűlési idő növekedésével javuló tendenciát mutatnak az átlagértékek, a 30 s hűlési idő mellett pedig az alapanyagnál jelentősen nagyobb ütőmunkával rendelkező szövetszerkezet alakult ki, ami a szívós bainit szövetelem jelenlétének köszönhető, másrészről ilyen lassú hűlés mellett a keményebb martensites szövetelemek önmegeresztődése is végbement, tovább növelve a szívósságot. Ugyanakkor a legnagyobb szórás is itt figyelhető meg az értékek között. Ennek lehetséges okai a 200 µm nagyságú durvaszemcsék eltérő orientációjában, és a lassú hűlési idők esetén megjelenő M-A részek kialakulásában keresendő [19] [21].

45 Ütőmunka -40 C-on [J] Ütőmunka -40 C-on [J] t 8,5/5 hűlési idő [s] Átlag 20. ábra. A DSZ sáv -40 C-on mért átlagos ütőmunkája a hűlési idő függvényében Az interkritikus sáv átlagos ütőmunkája (21. ábra) minden hűlési idő paraméter mellett megfelelt a követelménynek. A szórás mértéke is kisebb, mint a durvaszemcsés sáv esetén, ami vélhetően a finomabb szövetszerkezetnek köszönhető. Az eredmények tendenciájukban nem mutatnak jelentős különbséget a különböző hűlési idők esetén t 8,5/5 hűlési idő [s] Átlag 21. ábra. Az IK sáv -40 C-on mért átlagos ütőmunkája a hűlési idő függvényében

46 Ütőmunka -40 C-on [J] 46 A többrétegű varrat hőhatásövezetében megtalálható interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv viselkedett a legkritikusabban 5 s-os hűlési idő mellett. A 22. ábrán látható, hogy egyedül ez az egy hőhatásövezeti sáv maradt alul a 27 J-os határértéken. A valós hegesztett kötésekben azonban ezek a rideg zónák csak kis mennyiségben fordulnak elő, nem terjednek ki a hőhatásövezet teljes vastagságára, így jelenlétük a teljes kötés szívóssága szempontjából kevésbé jelentős. Mindemellett jól kitűnik az eredményekből, hogy a rövid 5 s körüli hűlési időt eredményező hegesztési paraméterek kerülendőek t8,5/5 hűlési idő [s] Átlag 22. ábra. Az IKDSZ sáv -40 C-on mért átlagos ütőmunkája a hűlési idő függvényében A vizsgált hőhatásövezeti sávok teljes hűlési idő tartományon mért átlagos ütőmunka értékeit a 23. ábrán látható diagram tartalmazza. Megállapítható, hogy az 5 s hűlési idő mellett előállított interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávon kívül az összes többi sáv teljesíti a minimálisan megkövetelt 27 J ütőmunka értéket. Az alapanyag 68 J ütőmunkájához képest mindegyik hőhatásövezeti sáv szívóssága alulmarad a 30 s hűlési idővel előállított durvaszemcsés sávot kivéve. A rövidebb, 15 s vagy 5 s hűlési idővel rendelkező interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv mutatkozik a legkritikusabbnak, mindazonáltal nem emelhető ki olyan hűlési idő érték, amely mellett egységesen jól vagy rosszul teljesített volna valamely hőhatásövezeti sáv. Ha viszont figyelembe veszem, hogy az előzetesen legkritikusabbnak feltételezett, és a valós hegesztett kötésekben jelentős kiterjedéssel rendelkező durvaszemcsés sáv a növekvő hűlési idők mellett egyre nagyobb szívósággal rendelkezik, akkor előnyösnek

47 Ütőmunka -40 C-on [J] 47 mondható, ha a közepes hűlési időt eredményező paraméterek felé tolódik el a hegesztéstechnológia s 15 s 30 s DSZ IK IK-DSZ Hőhatásövezeti sáv 23. ábra. A vizsgált hőhatásövezeti sávok -40 C-on mért átlagos ütőmunkája Ahhoz, hogy részletesebb képet kaphassak a különböző hőhatásövezeti sávok szívóssági tulajdonságairól a fejezetben leírtak alapján a repedésindulásra és - terjedésre felhasznált energiák arányát is meghatároztam a műszerezett ütővizsgálat eredményeiből. A 8. táblázatban a repedésindulásra fordított átlagos energiahányad százalékos értékeit foglaltam össze, amelyből látható, hogy a durvaszemcsés és az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok a rövid, 5 s-os hűlési idő mellett viselkednek a legridegebben. Ha az ütőmunka értékeket is figyelembe vesszük, akkor a rövid hűlési időket eredményező hegesztéstechnológiai paraméterek mindenképp kerülendőek a valós hegesztési helyzetekben. Kedvezően hat viszont a durvaszemcsés sáv szívósságára a lassabb hűlés, ugyanis 30 s-os hűlési idő mellett az alapanyagnál is szívósabb szövet keletkezett, az ütőmunka értékeket és a repedésindulásra fordított energiahányadot is szem előtt tartva. Az interkritikus sáv esetében azt tapasztaltam, hogy a Wi értékét nem befolyásolja érdemben a hűlési idő változása. A kapott eredmények alapján minden általam megvizsgált hőhatásövezeti sáv, hűlési időtől függetlenül, nagyobb szívóssággal rendelkezik, mint az S960QL nemesített nagyszilárdságú acél hőhatásövezete, ahol átlagban az ütőmunka mintegy négyötöde a repedésindulásra fordítódott [21].

48 Expanzió [mm] táblázat. A repedésindulásra fordított energia százalékos aránya (Wi) a teljes ütőmunkához képest t8,5/5 [s] Átlag AA - 51,0% DSZ 80,5% 74,0% 38,0% 64,2% IK 55,3% 65,0% 58,4% 59,6% IK-DSZ 84,7% 54,3% 74,9% 71,3% Az ütővizsgálat elvégzése után a próbatesteken expanziót is mértünk, amelyből további következtetéseket lehet levonni szívós-rideg viselkedés tekintetében. Az egyes próbatestek összetartozó expanzió-ütőmunka értékeit az M6 melléklet diagramja tartalmazza. A 24. ábrán együtt szerepel az S960QL és az általam vizsgált S960M acél expanziós értékei az ütőmunka függvényében. A diagramból látható, hogy azonos ütőmunka mellett nagyobb alakváltozást szenvedtek el a termomechanikus acélból kimunkált próbatestek az esetek többségében, mint a nemesített nagyszilárdságú acél, más szóval nagyobb képlékeny tartalékkal rendelkeznek a törésig elviselt alakváltozás során. 2,5 2,0 e = 0,009*KV - 0,0116 R² = 0,9575 1,5 1,0 0,5 - e = 0,0114*KV - 0,1265 R² = 0, Ütőmunka -40 C-on [J] S960M Lineáris (S960M) S960Q Lineáris (S960Q) 24. ábra. Ütőmunka-expanzió diagram S960M és S960Q acélminőségek esetén

49 49 ÖSSZEFOGLALÁS A dolgozatban részletesen ismertettem a korszerű nagyszilárdságú acélok típusait és azok gyártástechnológiáját, különös tekintettel a termomechanikusan kezelt acélokra. Az ilyen acélok hegesztésének tervezése során számos, a hegesztési hőhatásövezetben végbemenő kedvezőtlen szövetszerkezeti változást is figyelembe kell venni. Ennek tükrében a Voestalpine kínálatából választott S960M típusú termomechanikusan kezelt acél hegeszthetőségi kérdéskörét részletesen elemeztem. A kutatás folyamán lehetőség volt az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetben megtalálható Gleeble 3500 fizikai szimulátorral hőhatásövezeti sávok előállítására az adott acélminőségből kimunkált próbatesteken. A dolgozatomban bemutattam a berendezést és a rajta végezhető hőhatásövezeti vizsgálati lehetőségeket. Ezt követően az S960M termomechanikusan kezelt nagyszilárdságú acél hőhatásövezeti vizsgálatának paramétereit határoztam meg. A próbatesteket a későbbi műszerezett ütővizsgálatok elvégzéséhez megfelelően alakítottuk ki, majd a QuickSim szoftverbe előre beprogramozott hőciklusok alapján elvégeztük a fizikai szimulációkat. A sikeres hőciklusok után a próbatesteket előkészítettük az optikai mikroszkópos, és keménységvizsgálatokhoz, valamint a műszerezett ütővizsgálatokhoz. Az eredmények alapján megállapítható, hogy a vizsgált t8,5/5 hűlési időintervallumban minden hőhatásövezet keménysége kisebb volt, mint az MSZ EN szabvány által megengedett 380 HV határérték. Ebből adódóan az S960M esetén a szövetszerkezet oldaláról kisebb a hidegrepedésképződési veszély, mint az azonos szilárdsági kategóriájú nemesített nagyszilárdságú acélnál. Megfigyelhető, hogy a durvaszemcsés és az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok keménysége a hűlési idő növelésével csökkent, a 30 s hűlési idő mellett már az alapanyagnál is lágyabb a szövet. A várakozásoknak megfelelően a hőhatásövezeti sávok közül a durvaszemcsés sáv keménység növekedése sem volt számottevő. Az interkritikus, valamint az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok esetében nem volt tapasztalható jelentős különbség a különböző hűlési idők átlagos keménységértékei között, sőt az alapanyag keménységével közel azonos értékeket mértem. A mikrokeménység vizsgálati eredményeket elemezve látható, hogy a vizsgált IK-DSZ sáv esetén a hűlési

50 50 idő növekedésével a szemcse belsejének átlagkeménysége nem változott jelentősen, összefüggés nem fedezhető fel a keménység és hűlési idő között. A műszerezett ütővizsgálatok eredményei alapján a vizsgált hőhatásövezeti sávok szívóssága bármely vizsgált t8,5/5 hűlési idő mellett megfelelt az MSZ EN ISO szabványba foglalt minimálisan megkövetelt 27 J ütőmunkának. Ez alól egyedül az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv jelent kivételt az 5 s hűlési időnél. Meglepő módon a 30 s hűlési idővel rendelkező durvaszemcsés sáv bizonyult a legszívósabbnak, amely több esetben még az alapanyag szívósságát is meghaladta. A többi vizsgált hőhatásövezeti sáv mind az alapanyag 68 J-os ütőmunka értéke alatt maradt. A repedéskeletkezésre és -terjedésre fordított energiákat is meghatároztam az ütővizsgálat kiértékelése során. Az eredmények értékelésekor azt tapasztaltam, hogy a vizsgált S960M acélminőség minden vizsgált hőhatásövezeti sáv-hűlési idő kombináció mellett szívósabban viselkedett, mint a konkurens S960QL nemesített nagyszilárdságú acél. A kutatás eredményei alapján alátámasztást nyert az a feltételezés, hogy jóval kedvezőbb feltételek mellett hegeszthető az S960M acél, mint az S960QL acél, különös tekintettel az előmelegítési hőmérsékletre, vagy arra, hogy érzéketlen a gyors hűlésre keményedés/lágyulás szempontjából. Mindezek a tulajdonságok nem csak hegesztés során, de a termikus vágás, darabolás során is előnyt jelentenek, csökkentve a gyártási időt és költséget. A közeljövőben akár át is vehetik a vezető szerepet a közepes lemezvastagság tartományokban a termomechanikusan kezelt nagyszilárdságú acélok. A dolgozatban vizsgált acél hőhatásövezeti sávjai közül a szubkritikus zóna (450 C és A1 hőmérséklet között) lágyulási hajlamának és szívóssági tulajdonság változásának feltérképezése további kutatási alapot képezhet.

51 51 SUMMARY In my thesis I presented in details the types and the production technology of advanced high strength steels, especially the termomechanically rolled steels. I investigated the weldability of S960M steel grade, because these high strength steels require different welding technology compared to conventional steels. I investigated the disadvantageous microstructural changes, toughness and hardness properties in the heat-affected zone (HAZ). In real welded joints we have only limited possibility to analyze the properties, because of the narrow extent of HAZ areas. The physical simulation offers a great opportunity to reproduce the different HAZ areas in the whole cross-section of test specimens in laboratory environment. The most critical HAZ areas are the coarse-grained (CGHAZ) and the intercritical (ICHAZ) heat-affected zones in single-pass, and the intercritically reheated coarse-grained zone (ICCGHAZ) in multi-pass welded joints. I programmed the thermal cycle with Quicksim software of Gleeble 3500 physical simulator available in the laboratory of the Intstitute of Materials Science and Technology. The applied t8.5/5 cooling times were between 5 and 30 s, which is the relevant range of GMAW parameters. The successfully reproduced HAZ specimens were analyzed by optical microscopes, hardness test, and instrumented Charpy-V notch impact test. In the matter of hardness, all of the performed HAZ areas fulfilled the requirement (maximum allowed 380 HV10), required by the governing standard. I also concluded, that the hardness reached much lower average values in the different cooling times compared to the quenched and tempered high strength steel (S960QL) in the same strength category. Therefore these steel has lower tendency for cold cracking. As it was predicted, even the hardening of the coarse-grained zone was not significant and with the increase of cooling time the hardness decreased. There was not any tendency in the hardness of ICHAZ and ICCGHAZ areas in the investigated t8.5/5 cooling time. On the basis of the instrumented impact test results it seems that all HAZ areas correspond to the required 27 J impact energy in the whole analyzed range with the exception of ICCGHAZ, simulated with 5 s cooling time. It was unexpected that the

52 52 toughness of CGHAZ with 30 s cooling time was higher than the base material 67 J impact energy. The other HAZ areas had lower toughness compared to that level. I also determined the proportion of the energy for crack initiation during impact test, and I noticed, that the S960M steel toughness properties were much better in all cooling times and HAZ areas compared to S960QL steel.

53 53 KÖSZÖNETNYILVÁNÍTÁS Ezúton szeretném hálámat kifejezni mindazok felé, akik hozzájárultak dolgozatom elkészüléséhez. Nagy segítségemre volt konzulensem Dr. Gáspár Marcell adjunktus, akinek szakmai támogatásáért és iránymutatásáért külön köszönettel tartozom. Köszönet illeti továbbá az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézet minden oktatóját és munkatársát, akik hasznos tanácsaikkal segítettek a kutatómunkámat, valamint a tanszék műhelyében és laborjában dolgozó szakembereket, akik lehetővé tették a próbatestek elkészítését, a kísérletek lefolytatását és a vizsgálatok kiértékelését. Az ismertetett kutatómunka a TÁMOP B-10/2/KONV és a TÁMOP-4.2.2/A-11/1-KONV jelű az Új Széchenyi Terv keretében az Európai Unió, az Európai Szociális Alap társfinanszírozásával támogatott projektek eredményeire alapozva valósult meg.

54 54 IRODALOMJEGYZÉK [1] Szunyogh, L.: Hegesztés és rokon technológiák. Kézikönyv, Gépipari Tudományos Egyesület, Budapest, pp [2] Gáspár M., Balogh A.: A hegesztéstechnológiai paraméterablak nagyszilárdságú acélok hegesztésénél, Miskolc, GÉP 63:(11), pp [3] Balogh A.; Prém L.; Gáspár M.: Hegesztett szerkezetek konvencionális és korszerű nagyszilárdságú acéljainak rendszerezése és hegesztési nehézségei, GÉP 64:(8), pp [4] ASM Handbook Vol. 1 Properties and Selection: Irons Steels and High Performance Alloys, ASM International, pp [5] M Hemmilä, A Hirvi, J Kömi, R Laitinen, M Lehtinen, P Mikkonen, D Porter, J Savola, S Tihinen Rautaruukki Oyj: Technological properties of direct-quenched structural steels with yield strengths MPa as cut lengths and hollow sections, Ruukki Metals, Finland, pp [6] VOESTALPINE Steel Division: Alform welding system [7] Balogh A., Lukács J., Török I.: Hegeszthetőség és a hegesztett kötések tulajdonságai, Kutatások járműipari acél és alumíniumötvözet anyagokon, Miskolci Egyetem, Miskolc, pp , [8] Balogh A., Török I., Gáspár M., Juhász D.: Present state and future of advanced high strength steels, Production Processes and Systems, Volume 5. No. 1., pp [9] Gáspár M.: Nemesített nagyszilárdságú acélok hőhatásövezeti zónáinak előállítása szimulált hegesztési hőciklusok segítségével, Miskolc, 2013, Multidiszciplináris tudományok, 3. kötet, sz., pp [10] Tisza M.: Az anyagtudomány alapjai, Miskolci Egyetemi Kiadó, Miskolc, pp [11] Komócsin M.: Nagyszilárdságú acélok és hegeszthetőségük, Hegesztéstechnika XIII. évf. I. sz pp [12] ASM Handbook Vol. 6 Welding, Brazing and Soldering, ASM International, pp

55 55 [13] Balogh A.: Ömlesztő hegesztő eljárások, Oktatási segédlet. Miskolci Egyetem Továbbképzési Központ, pp [14] Szűcs K.: Fizikai szimuláció a hegesztéstechnológiákban, BSc Szakdolgozat, Miskolc, 2012 [15] DSI Dynamic Systems Inc.: [16] Kuzsella L., Lukács J., Szűcs K.: Fizikai szimulációval végzett vizsgálatok S960QL jelű, nagy szilárdságú acélon, GÉP, LXIII. évf. 4. sz., pp [17] Y. Adonyi: Heat-Affected Zone Characterization by Physical Simulations, Welding Journal, pp [18] Gáspár M., Balogh A.: A hegesztési paraméterek hőhatásövezetre gyakorolt hatásának fizikai szimulációval történő vizsgálata S960QL acél esetén, Hegesztéstechnika I., pp [19] Gáspár M., Balogh A.: Kritikus sávok a nagyszilárdságú acélok hegesztett kötéseinek hőhatásövezetében, 27. Hegesztési Konferencia, Budapest, pp [20] Lenkeyné Bíró Gy.: Ütővizsgálat információtartalma Hagyományos, műszerezett, GÉP, IL. évf sz., 1997., pp [21] Gáspár M.: Nemesített nagyszilárdságú szerkezeti acélok hegesztéstechnológiájának fizikai szimulációra alapozott fejlesztése, PhD értekezés, Miskolc, [22] Gál I., Kocsisné Baán M., Lenkeyné Bíró Gy., Lukács J., Marosné Berkes M., Nagy Gy., Tisza M.: Anyagvizsgálat, Miskolci Egyetemi Kiadó, Miskolc, [23] MSZ EN ISO 14556: Acél. Charpy-féle ingás ütővizsgálat. Műszeres vizsgálati módszer, [24] Rosenthal D.: Mathematical theory of heat distribution during welding and cutting, Welding Journal, Welding Research Supplement, 1941., pp. 220s-234s. [25] Balogh A., Gáspár M.: Fizikai szimulátorral előállított S960QL hőhatásövezeti sávok szívósságának elemzése műszerezett ütővizsgálatok segítségével, Hegesztéstechnika, XXVI. évf. 4. sz., 2015., pp [26] Görbe Z.: Hőfizikai jellemzők hőmérsékletfüggésének hatása a hegesztési varratokra, Hegesztéstechnika, X. évf. 3. sz., 1999., pp [27] Béres L., Komócsin M.: Acélok, öntöttvasak javító- és felrakó hegesztése, Harmadik kiadás, O Pont-Nemes Kft., Budapest, [28] Gáspár M.: Anyagok és viselkedésük hegesztéskor, Oktatási segédlet, [29] Dobosy Á., Lukács J.: A termomechanikus nagyszilárdságú acélok optimális hegesztési munkaablakának meghatározása, GÉP LXVII. évf. 1-2 sz., 2016., pp [30] Rauch R., Schnitzer R.: Alform welding system, Voestalpine informant, Alform Welding Day, June 2012.

56 56 [31] MSZ EN : Hegesztés. Ajánlások fémek hegesztéséhez. 2. rész: Ferrites acélok ívhegesztése, [32] Balogh A., Sárvári J., Schäffer J., Tisza M.: Mechanikai Technológiák, 4. kiadás, Miskolci Egyetemi Kiadó, Miskolc, pp [33] Balogh A., Kirk S., Görbe Z.: Role of cooling time when steels to be welded requires controlled heat input, GÉP Vol. V., L. évf., [34] Davis C., King J.: Cleavage initiation in intercritically reheated coarse-grained heat affected zone: Part I. Fractographic evidence, Metallurgical and Materials Transactions A 25A, 1994 March, pp [35] Bhadesia H. K. D. H, Honeycombe R. W. K.: Steels Microstructure and Properties, Third Edition, Elsevier Linacre House, Jordan Hill, Oxford OX2 8DP, UK, pp , [36] Tranta F.: Fémtani vizsgálatok, Tankönyvkiadó, Budapest, [37] MSZ EN ISO : Fémek hegesztési utasítása és hegesztéstechnológiájának minősítése. A hegesztéstechnológia vizsgálata. 1. rész: Acélok ív- és gázhegesztése, valamint nikkel és ötvözeteinek ívhegesztése, [38] MSZ EN A1: Melegen hengerelt termékek szerkezeti acélokból 6. rész: Nagy folyáshatárú szerkezeti acélokból készült, nemesített lapos termékek műszaki szállítási feltételei, [39] BS EN :2004: Hot rolled products of structural steels 4. rész: Technical delivery conditions for termomechanical rolled weldable fine grain structural steels [40] Váradi D.: Többsoros varratfelépítés esetén kialakuló hőhatásövezeti sávok fizikai szimulációval történő vizsgálata nemesített nagyszilárdságú acélokon, MSc Diplomaterv, Gépészmérnöki és Informatikai Kar, Miskolc, [41] Yaowu Shi, Zhunxiang Han: Effect of weld thermal cycle on microstructure and fracture toughness of simulated heat-affected zone for a 800 MPa grade high strength low alloy steel, Journal of Materials Processing Technology, [42] Liangyun Lan, Chunlin Qiu, Dewen Zhao, Xiuhua Gao, Linxiu Du: Microstructural characteristics and toughness of the simulated coarse grained heat affected zone of high strength low carbon bainitic steel, Elsevier, 2011.

57 57 MELLÉKLETEK [M1] [M2] [M3] [M4] [M5] [M6] Alapanyag tulajdonságai Alapanyag műbizonylat, Alform 960 M Szövetszerkezet optikai mikroszkópos felvételei Makro- és mikrokeménység vizsgálat mérési eredményei Elmozdulás-erő diagramok Ütőmunka-expanzió diagram, S960M

58 M1 melléklet: Alapanyag tulajdonságai Az Alform 960 M típusú acél kémiai összetételére vonatkozó gyártói határértékek [6]. Alform 960 M C max. Si max. Mn max. P max. S max. Altot. min. 0,12 0,60 1,70 0,02 0,008 0,02 Cr max. Mo max. Ni max. V 1) max. Nb 1) max. Ti 1) max. B min. 1,50 0,70 2,00 0,12 0,06 0,05 0,005 1) A V, Nb és Ti tartalom összesen nem haladhatja meg a 0,22 %-ot. A 960 M x-treme minőségű acél kémiai összetétele megfelel az EN szabványban szereplő S960QL acélminőségnek. Az Alform 960 M acél vegyi összetétele a gyártói műbizonylat alapján. Alform 960 M C Si Mn P S Al Cr 0,084 0,329 1,65 0,011 0,0005 0,038 0,61 Mo Ni V Nb Ti Cu N B 0,29 0,026 0,078 0,035 0,014 0,016 0,006 0,0015 Az értékek tömeg%-ban értendőek. Az Alform 960 M típusú acél mechanikai tulajdonságai szakítóvizsgálat alapján [6]. Alform 960 M x-treme Lemez vastagság [mm] Rp0,2 min. [MPa] Rm [MPa] A5 min. [%] Az Alform 960 M típusú acél szívóssági tulajdonságai ütővizsgálat alapján [6]. Alform 960 M x-treme Lemez vastagság [mm] Ütőmunka -40 C-on, [J] min. Hosszirányú prt. Keresztirányú prt

59 M2 melléklet: S960M alapanyag műbizonylat

60 M2 melléklet: S960M alapanyag műbizonylat

61 M3 melléklet: Szövetszerkezet optikai mikroszkópos felvételei Berendezés: Zeiss Axio Observer D1m optikai mikroszkóp Előkészítés: csiszolás, polírozás, maratás: 2% HNO3 Nagyítás: 200x (bal oszlop), 500x (középső oszlop), 1000x (jobb oszlop) Hűlési idő (t8,5/5): 5 s (felső sor), 15 s (középső sor), 30 s (alsó sor)

62 INTERKRITIKUS HŐHATÁSÖVEZETI SÁV (Tmax=775 C) M3 melléklet: Szövetszerkezet optikai mikroszkópos felvételei

63 DURVASZEMCSÉS HŐHATÁSÖVEZETI SÁV (T max=1350 C) M3 melléklet: Szövetszerkezet optikai mikroszkópos felvételei

64 M3 melléklet: Szövetszerkezet optikai mikroszkópos felvételei INTERKRITIKUSAN MEGERESZTETT DURVASZEMCSÉS HŐHATÁSÖVEZETI SÁV (Tmax1=1350 C, Tmax2=775 C)