Többsoros varratfelépítés esetén kialakuló hőhatásövezeti sávok fizikai szimulációval történő vizsgálata nemesített nagyszilárdságú acélokon

Átírás

1 MISKOLCI EGYETEM GÉPÉSZMÉRNÖKI ÉS INFORMATIKAI KAR Többsoros varratfelépítés esetén kialakuló hőhatásövezeti sávok fizikai szimulációval történő vizsgálata nemesített nagyszilárdságú acélokon Váradi Dávid Témavezető: Gáspár Marcell Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézet Miskolc, 2015

2 EREDETISÉGI NYILATKOZAT Alulírott.; Neptun-kód: a Miskolci Egyetem Gépészmérnöki és Informatikai Karának végzős szakos hallgatója ezennel büntetőjogi és fegyelmi felelősségem tudatában nyilatkozom és aláírásommal igazolom, hogy című szakdolgozatom/diplomatervem saját, önálló munkám; az abban hivatkozott szakirodalom felhasználása a forráskezelés szabályai szerint történt. Tudomásul veszem, hogy szakdolgozat esetén plágiumnak számít: - szószerinti idézet közlése idézőjel és hivatkozás megjelölése nélkül; - tartalmi idézet hivatkozás megjelölése nélkül; - más publikált gondolatainak saját gondolatként való feltüntetése. Alulírott kijelentem, hogy a plágium fogalmát megismertem, és tudomásul veszem, hogy plágium esetén szakdolgozatom visszautasításra kerül. Miskolc,...év..hó..nap. Hallgató

3 Tartalomjegyzék Bevezetés A nemesített nagyszilárdságú acélok és hegesztésük A nemesített nagyszilárdású acélok tulajdonságai, előállítása A nemesített nagyszilárdságú acélok hegesztése Hegesztési nehézségek A nemesített nagyszilárdságú acélok hegesztett kötésének hőhatásövezete, a hőhatásövezet inhomogenitása Durvaszemcsés sáv (CGHAZ) Interkritikus sáv (ICHAZ) Hőhatásövezet többsoros varratfelépítés esetén Interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv (ICCGHAZ) Hegesztés tervezésének szempontjai Előmelegítési hőmérséklet, rétegközi hőmérséklet Vonalenergia Hozaganyag kiválasztása Kritikus t8,5/5 hűlési időtartomány Hegesztési kísérletek a kritikus t8,5/5 hűlési időtartomány meghatározására A fizikai szimuláció bemutatása A fizikai szimuláció fejlődése A GLEEBLE 3500 termo-mechanikus fizikai szimulátor A fizikai szimuláció alkalmazása a hőhatásövezet vizsgálatában A hegesztési paraméterek hőhatásövezetre gyakorolt hatásának fizikai szimulációval történő vizsgálata S960QL acél esetén Többsoros varratfelépítés fizikai szimulációs kísérletsorozata Hőciklus modell kiválasztása Rykalin-3D hőciklus modell elméleti háttere Csúcshőmérsékletek megválasztása Hűlési idők kiválasztása Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv vizsgálati hőciklusai Anyagvizsgálati eredmények Optikai és elektronmikroszkópos vizsgálatok Szövetszerkezet vizsgálata elektronmikroszkóppal Ütővizsgálat Töretfelület vizsgálata elektronmikroszkóppal Keménységvizsgálat Összefoglalás Summary Köszönetnyilvánítás Irodalomjegyzék Mellékletek

4 BEVEZETÉS A hegesztett szerkezeteket tervező szakemberek körében egyre növekvő népszerűségnek örvend a nagyszilárdságú szerkezeti acélok alkalmazása. Ezek az anyagminőségek a nagy garantált szilárdságukhoz képest kedvező szívóssági és rendszerint elfogadható alakváltozási jellemzőkkel rendelkeznek [1]. A hegesztett acélszerkezeteket, beleértve a hegesztéssel készült gépalkatrészeket, üzemeltetésük során jellemzően mechanikai igénybevételek terhelik. A nagyszilárdságú szerkezeti acélokból készült szerkezetek tervezésekor a folyáshatárra történő méretezés segítségével az említett anyagminőségekben rejlő lehetőségek maximálisan kihasználhatók. A nagyobb folyáshatárú alapanyagok alkalmazása egy adott hegesztett kivitelű gyártmányban kisebb szelvényvastagságok alkalmazását, valamint a sajáttömeg csökkentését teszik lehetővé. A szelvényvastagság csökkenésével anyagmegtakarítás érhető el, valamint a szelvényátmérő méretének redukálásából adódóan a varratméret is csökken, amely további költségmegtakarítást jelenthet a gyártás kivitelezése során. A sajáttömeg csökkenéséből származó előnyök különösen olyan mozgó szerkezetek esetében számottevőek, mint közúti járművek, földmunkagépek. Emellett még az alkalmazott anyagok szempontjából konzervatívnak tekintett szerkezetek, mint például a hidak esetén is egyre szélesebb körben alkalmaznak nagyszilárdságú acélokat olyan szerkezetek tervezése során, amelyeket a funkcionalitás mellett az esztétikai szempontok is motiválnak, mivel ezen anyagminőségek felhasználásával karcsúbb, esztétikusabb szerkezetek hozhatóak létre [2][3]. A nemesített nagyszilárdságú acélok kiváló szilárdsági jellemzői egy nemegyensúlyi, részben megeresztett, martenzites szövetszerkezetnek, valamint a meleghengerlést követő edzésből, illetve magas hőmérsékletű megeresztésből álló hőkezelésnek köszönhetők. Ezt a nem-egyensúlyi szövetszerkezetet azonban a hegesztési hőciklus irreverzibilisen megváltoztatja, ebből adódóan pedig egy rendkívül inhomogén mikroszerkezettel, illetve mechanikai tulajdonságokkal rendelkező hőhatásövezet jön létre, amelyben az alapanyaghoz képest csökkent szívósságú lokális sávok alakulnak ki [3]. Mivel ezeket a szilárdsági kategóriájú acélokat az esetek túlnyomó részében hegesztett szerkezetekben alkalmazzák, ezért ezen acélok hegeszthetősége kiemelt figyelmet igényel. A szakembereknek olyan hegesztéstechnológia kidolgozására kell törekedniük, amely biztosítja az alapanyagra megkövetelt szilárdsági és szívóssági kritériumoknak megfelelő hegesztett kötés létrehozását [1]. 6

5 A sikeres hegesztéstechnológia kidolgozásához az előbbiekben említett okok miatt a hegesztett kötés hőhatásövezetében lezajló, döntően kellemetlen mikroszerkezeti változások ismerete is szükséges. A hőhatásövezet vizsgálatában nyújt segítséget a fizikai szimuláció. Az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetben rendelkezésre álló GLEEBLE 3500 fizikai szimulátor egyedüli lehetőséget biztosít a hőhatásövezet különböző sávjainak előállítására az alapanyagból kimunkált próbatest teljes keresztmetszetében. A dolgozatban bemutatott kutatómunka során az SSAB által gyártott WELDOX 960 E (MSZ EN szerint S960QL) elnevezésű nemesített nagyszilárdságú acél szívósság szempontjából kritikus hőhatásövezeti sávjait, a szemcsedurvulási, az interkritikusan megeresztett, valamint a többsoros varratfelépítés esetén kialakuló ún. interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávokat állítottuk elő a védőgázas fogyóelektródás ívhegesztésre (ISO kód: 135) jellemző t8,5/5 hűlési időtartományokra (5, 15 és 30 s). A kritikus hőhatásövezeti sávok tulajdonságainak vizsgálatához optikai, valamint pásztázó elektronmikroszkóppal (SEM) készítettünk felvételeket, illetve makro- és mikrokeménységmérés, valamint Charpy-féle ütővizsgálat segítségével elemeztük a hegesztési paraméterek hőhatásövezetre gyakorolt hatásait. 7

6 1. A NEMESÍTETT NAGYSZILÁRDSÁGÚ ACÉLOK ÉS HEGESZTÉSÜK A nagyszilárdságú acélok definiálásának több példája is van. Az egyik megfogalmazás szerint nagyszilárdságúnak azokat az acélokat nevezzük, melyek Rp0,2 feszültségértéke legalább 1,5-2-szeresen meghaladja a hagyományos szerkezeti (pl. S355) acélokét [4]. Pontosabb megfogalmazásra törekedtek azok a szakemberek, akik a nagyszilárdságú acélokat konvencionális (1. táblázat) és korszerű (2. táblázat) csoportokba rendezték [5]. Szilárdsági osztály 1. táblázat A konvencionális acélok szilárdsági osztályai [5] Angol rövidítés Szakítószilárdság Rm, MPa Folyáshatár Rp0,2 MPa Anyagkonstans km=rm*al Kis-szilárdságú acél LSS < Közepes-szilárdságú acél MSS Nagy-szilárdságú acél HSS Ultra-nagyszilárdságú acél UHScS > A jól ismert és régóta felhasznált konvencionális nagyszilárdságú acéloktól (amelyeket közismertségüknél fogva legtöbbször a konvencionális jelző nélkül emlegetünk) a korszerű (nagyszilárdságú) acélokat az különbözteti meg, hogy fejlesztésükkor a tervezési (szilárdsági) követelmény mellett a gyártásra való alkalmasságra (adott esetben a szakadási nyúlással jellemzett alakváltozóképességre) is kiemelt figyelmet fordítottak [5]. Az acélok általános tulajdonsága, hogy a szilárdsággal fordított arányosan csökken az alakíthatóságuk, vagy más szóval képlékenységük. Ha a szilárdsági jellemzőnek a szakítószilárdságot (Rm), alakváltozási jellemzőnek pedig az l jeltávon (amely egyezményesen 80 mm, vagy a próbatest átmérőjének ötszöröse, illetve tízszerese) mért (százalékos) szakadási nyúlást (Al) választjuk, akkor szorzatukból jó közelítéssel meghatározható az acélcsoportra jellemző, km-mel jelölt anyagkonstans, amely egyfajta szívóssági mutatónak fogható fel [5]. 8

7 2. táblázat A korszerű nagyszilárdságú acélok (AHSS) második és harmadik generációja [5] Szilárdsági osztály Angol rövidítés Szakítószilárdság Rm, MPa Folyáshatár Rp0,2 MPa Anyagkonstans km=rm*al Második generációs (extra-nagyszilárdságú) korszerű acélok Közepes-szilárdságú acél XHSS UHSS A XX. század első évtizedeiben elterjedt kezdetlegesebb, S235 jelű acéloktól napjainkra eljutottunk az 1000 MPa folyáshatárt meghaladó szerkezeti acélokig (1. ábra) [1]. 1. ábra Nagyszilárdságú szerkezeti acélok fejlődése [3][6] A közelmúltban a szilárdságnövelést már nem pusztán a drága makroötvözéssel kívánták megoldani, hanem mindenekelőtt az acélokra vonatkozó fémtani ismeretek széleskörű felhasználására, a kikészítési technika fejlesztése (pl.: üstmetallurgia, mikroötvözés) mellett új gyártástechnológiai megoldások (nemesítő, vagy kvázinemesítő hőkezelések, termomechanikus kezelés) alkalmazására (vagyis olcsóbb megoldásokra) törekedtek. Az új technológiák segítségével a szakemberek nem csupán a hagyományos, 9

8 makroötvözéssel szilárdságnövelt acélok szilárdsági tulajdonságait kielégítő, de azt meghaladó szilárdsági tulajdonságok elérésére képesek [7]. 1.1 A nemesített nagyszilárdású acélok tulajdonságai, előállítása A szerkezeti acélok egyik legnagyobb szilárdsággal rendelkező csoportját a nemesített nagyszilárdságú acélok jelentik. A 2. ábrán látható diagram a szakadási nyúlás és a szakítószilárdság függvényében ábrázolja a különböző acéltípusokat. A vizsgálatunk tárgyát képező WELDOX 960 E márkajelzésű acélhoz a anyagállandó tartozik, amelyet piros négyzet jelöl az ábrán. A diagramban szereplő szakítószilárdságot és fajlagos nyúlást hat különböző adagszámú lemez műbizonylatán szereplő értékekből átlagolták ki (3. táblázat), melyre példaként egy műbizonylatot az 1. számú melléklet tartalmaz [1]. 2. ábra A nemesített nagyszilárdságú acélok (Q+T) helye a szakadási nyúlásszakítószilárdság diagramban (a piros négyzet a WELDOX 960 E jelű acél helyét jelöli) [1] 3. táblázat WELDOX 960 E hat db. műbizonylat alapján átlagolt vegyi összetétele tömegszázalékban WELDOX 960 C Si Mn P S Cr Ni 0,16% 0,23% 1,25% 0,009% 0,001% 0,20% 0,05% Mo V Ti Cu Al Nb B N 0,592% 0,042% 0,003% 0,01% 0,056% 0,015% 0,001% 0,0036% 10

9 A speciális gyártástechnológiával készülő nagyszilárdságú lemezek kiváló szilárdsági jellemzői egy nem-egyensúlyi, részben megeresztett, martenzites szövetszerkezetnek, valamint a meleghengerlést követő edzésből, illetve a magas hőmérsékletű megeresztésből álló hőkezelésnek köszönhetők. A hengerelt acéllemezt A3 hőmérséklet feletti meleghengerlést követően viszonylag lassú hűtési sebesség mellett szobahőmérsékletre hűtik vissza, majd ezt követően újra A3 hőmérséklet fölé hevítik, majd rövid ideig hőntartják. Ezt követően edzési folyamat következik, melynek során rendkívül intenzív hűtést (például vízhűtést) alkalmaznak. Emiatt a szakirodalomban gyakran vízedzésű nagyszilárdságú acéloknak nevezik ezt a csoportot, valamint az alacsony karbontartalom miatt sokszor a vakedzett (vaknemesített) jelzővel látják el őket. Az előbb taglalt gyártási folyamatot a 3. ábra szemlélteti. 3. ábra Nemesített nagyszilárdságú acélok gyártási folyamata [8] A folyamatos hűtésű átalakulási diagramokat jobbra toló ötvözőknek (króm, molibdén) és a rendkívül intenzív hűtést lehetővé tevő gyártástechnológiának köszönhetően az edzési folyamat végén a lemez teljes (vagy csaknem teljes) keresztmetszetben finomszemcsés martenzitté válik, amelyet a magas hőmérsékletű megeresztési folyamat során (részben) megeresztenek [3]. A 4. ábra az S960QL nemesített nagyszilárdságú acél kvázi-nemesített, nemegyensúlyi szövetszerkezetét szemlélteti. 11

10 4. ábra WELDOX 960 E nagyszilárdságú alapanyag nem-egyensúlyi mikroszerkezete (N = 500x, 2% Nital) [1] A hőkezelés során lejátszódó folyamatok mélyebb szintű megismerésének céljából tekintsük meg példaként az St E 70 (NiCrMoB) nemesített nagyszilárdságú acél folyamatos hűtésre vonatkozó átalakulási diagramját (CCT görbe), mivel vegyi összetétele, és ezáltal átalakulási diagramja is hasonlóságot mutat a későbbiekben általunk részletesen megvizsgált S960QL acéllal [8]. 5. ábra St E 70 (NiCrMoB) nemesített nagyszilárdságú acél CCT diagramja [8] A diagramon szereplő 700 MPa folyáshatárral rendelkező St E 70 nemesített szerkezeti acél (mai szabványos jelölés alapján S690Q-nak feleltethető meg) jellemző összetételét a 4. táblázat tartalmazza [8]. 12

11 4. táblázat St E 70 acél jellemző vegyi összetétele [8] St E 70 C 0,10-0,20% Si 0,15-0,35% Mn 0,60-1,00% P <0,035% S <0,040% Ni 0,70-1,00% Cr 0,40-0,65% Mo 0,40-0,60 Ti 0,01-0,03% B 0,002-0,006% V 0,03-0,08% Látható, hogy az átedződést segítő ötvözők hatására az átalakulási görbék jobbra tolódnak el, ezzel segítve a martenzites átalakulás létrejöttét, amely egy kis karbontartalmú, úgynevezett lágymartenzitet eredményez. Ezek az ötvözők a kis karbontartalomból adódó nagy Ms hőmérsékletet valamelyest csökkentik, ugyanakkor nem növelik számottevően a repedési hajlamot. A hőkezelési folyamat edzési szakaszában az alapanyaggyártók a kritikus hűlési sebesség elérésével teljes keresztmetszetben martenzites szövetszerkezetet igyekeznek előállítani, amelyet a hőkezelési folyamat utolsó szakaszában megeresztenek. Az átalakulási görbékből arra következtethetünk, hogy ezeknek az anyagminőségeknek a hegesztésekor a jelentősen jobbra tolódott, szűknek mondható perlit-tartomány miatt a hőhatásövezetben elsősorban martenzitet, bainitet és ferritet tartalmazó szövetszerkezet alakulhat ki, a perlit megjelenésének valószínűsége csekély [8]. Az edzést követően a hőkezelés megeresztési szakaszában (angolul: high temperature tempering, azaz HTT ) A1 hőmérséklet alá hevítik a lemezt, majd egy hőntartást követő lassú lehűtést követően alakul ki az acél végső szövetszerkezete, amely a kimagasló szilárdsági jellemzők mellett megfelelő szívóssági jellemzőkkel is rendelkezik. Ezeknek az acéloknak a megeresztésekor magas megeresztési hőmérsékletet, valamint viszonylag rövid hőntartási időt alkalmaznak, ezáltal a martenzit teljes megeresztődése nem tud végbemenni. A megeresztési szakasz során további karbidképződés mehet végbe, ami kedvezően hat az acél szilárdsági tulajdonságaira [8]. A 6. ábra megeresztési hőmérsékletnek egy nemesített nagyszilárdságú acél mechanikai tulajdonságaira gyakorolt hatását mutatja 35 min megeresztési idő mellett [8]. 13

12 6. ábra A megeresztési hőmérséklet hatása a mechanikai tulajdonságokra [8] Viszonylag nagy megeresztési hőmérséklet alkalmazásával a fajlagos nyúlás értéke kb. 10% körüli értékről 15%-ra növelhető, amely csökkenti a repedési hajlamot. Látható, hogy a kívánt mechanikai jellemzők eléréséhez rövid ideig tartó, magas hőmérsékletű megeresztésre van szükség [8]. A nemesített nagyszilárdságú acélok gyártása során létrejövő szövetszerkezetet viszont a hegesztési hőciklus irreverzibilis módon megváltoztatja, így a valós hegesztett szerkezeteknél már nem válik visszaállíthatóvá [3][9]. 1.2 A nemesített nagyszilárdságú acélok hegesztése A nagyszilárdságú acélokat túlnyomó részben hegesztett szerkezetekben alkalmazzák, hegesztésük pedig meglehetősen nagy körültekintést igényel. Ennek okán ebben az alfejezetben a nagyszilárdságú acélok hegeszthetőségének témakörével foglalkozunk részletesen, melynek keretében bemutatjuk azokat a nehézségeket, illetve hibalehetőségeket, amelyekre a nemesített nagyszilárdságú acélok hegesztéstechnológiájának tervezésekor, illetve azok megvalósításakor számítanunk kell. Emellett ismertetem azokat a hegesztéstechnológiai irányelveket, amelyekkel a nagyszilárdságú acélok sikeresen hegeszthetőek Hegesztési nehézségek A nagyszilárdságú acélok hegesztésekor a hagyományos szerkezeti acélokhoz képest eltérő hegesztési koncepcióra van szükség. Ezen acélok hegesztésekor a nehézséget elsősorban az okozza, hogy a speciális gyártástechnológiával készülő nagyszilárdságú lemezek kiváló szilárdsági jellemzőiket egy nem-egyensúlyi, 14

13 részben megeresztett martenzites szövetszerkezetnek köszönhetik, amelyet a hegesztés hőciklusa irreverzibilisen megváltoztat [1][3]. További nehézséget jelent, hogy az alapanyag több hőkezelési ciklust is tartalmazó gyártástechnológiáját a hegesztési ömledéknél nem tudjuk reprodukálni, ezért a megfelelő varrattulajdonságok eléréséhez az alapanyagét jelentősen meghaladó ötvöző tartalmú hozaganyagot kell alkalmazni [13] Hidegrepedés A nemesített nagyszilárdságú acélok hegesztésének első számú nehézsége a varratba kerülő diffúzióképes hidrogéntartalommal kapcsolatos hidegrepedés. A hidrogén a fémekben jól oldódik, de vegyületet csak néhánnyal (Zr, Ti, V, Ta, Th) alkot, vagyis a vassal (és a Ni-lel, Al-mal, Co-tal, Cu-zel, Mo-nel) nem képez hidridet. A hidrogén a varratfémben nagyon gyorsan képes diffundálni és nagyobb energiatartalmú hibahelyekhez (ponthibák, diszlokációk, szemcsehatárok) kötődve repedést vagy fokozott repedésveszélyt előidézni. A hibahelyeken csapdába ejtett és molekulárissá váló hidrogén a környező fémrészekre igen nagy nyomást fejt ki, a korlátozott alakváltozóképesség miatt húzófeszültség jelenlétében a hegesztett kötésben és a hőhatásövezetben előforduló rideg szövetekkel együtt hidegrepedéseket okozhat [1][11]. A szövetszerkezettel kapcsolatos repedési hajlamot sokszor az edződési hajlammal fejezik ki. A hegesztési hőciklus hűlési szakasza a hőhatásövezet kritikus sávjaiban meglehetősen gyorsan megy végbe, ezért előfordulhat, hogy ezekben a sávokban γ-α átalakulás diffúziómentesen történik, azaz martenzit képződik, amely az alacsony karbontartalom ellenére repedésképződésre hajlamos, különösen a hőhatásövezet beolvadási vonalához közel eső durvaszemcsés tűs martenzites szerkezet formájában. Az acél edződési hajlamát az úgynevezett karbonegyenértékkel fejezhetjük ki, amely az acél karbontartalmát és az átalakulási diagramokat jelentősen jobbra toló ötvözőket foglalja össze. A nemesített nagyszilárdságú acélok esetén a viszonylag csekély karbontartalom ellenére az edződési hajlam jelentősnek mondható. A karbonegyenértékek közül általában a Nemzetközi Hegesztési Intézet (International Institute of Welding: IIW) által kidolgozott összefüggést szokták alkalmazni (MSZ EN ) [8]: Mn Cr Mo V Cu Ni CEV C (1) A képlet ötvözetlen acélokra, finomszemcsés acélokra és gyengén ötvözött acélokra a CEV= 0,3 0,7% közötti tartományban érvényes. Az általunk vizsgált S960QL acélok egyezményes karbonegyenértékének elméleti maximuma a MSZ 15

14 EN szerint maximálisan megengedett ötvözők figyelembevételével 0,82, azonban a gyakorlatban az alapanyaggyártótól függően ez az érték általában 0,50 és 0,65 között alakul, ami az alacsony karbontartalom ellenére fokozott edződési hajlamra utal. Fontos azonban megjegyezni, hogy más karbonegyenértékek (CE, CET, Pcm, stb.) is használatosak, amelyek közül a későbbiekben az előmelegítési hőmérséklet meghatározásához a CET karbonegyenértéket fogjuk felhasználni [8]. A 7. ábrán látható Graville diagram a szerkezeti acélokat három csoportra osztja. A diagram megalkotásánál a karbontartalom definiálásakor és a szilíciumot is tartalmazó Graville-féle karbonegyenérték meghatározásakor az ábra jobb oldalán lévő acéltípusok gyártóktól kapott műbizonylatán szereplő vegyi összetételeket vették alapul [3]. 7. ábra A szerkezeti acélok hegeszthetőség szerinti felosztása a Graville diagram alapján [3] Az I. övezetbe tartozó anyagminőségek gyakorlatilag problémamentesen hegeszthetők. Ide sorolhatók az S235 jelzésű acélok. A II. övezet acéljai (S355N, S460N) alulról korlátozott hőbevitellel, a III. övezetbe eső acélok pedig felülről és alulról limitált hőbevitellel és egyidejű előmelegítéssel hegeszthetők. A diagram alapján a nagyszilárdságú acélok (S690Q-S1100Q) hegesztéséhez előmelegítés és kis vonalenergiát eredményező hegesztéstechnológia szükséges [3][10]. A korszerű nagyszilárdságú acélok kisebb karbonegyenértéke miatt a III. tartomány irányából a II. tartomány felé orientálódnak, ezért a hegesztéstechnológia kidolgozásakor akár az előmelegítési hőmérséklet csökkentése, akár teljes elhanyagolása is megfontolásra vehető [3]. 16

15 A szerkezeti acélok csoportján belül jelentős karbonegyenértékkel rendelkező nemesített nagyszilárdságú acélok hegesztésekor az előmelegítés alkalmazásával a ridegedési hajlam, ezáltal pedig a hidegrepedések megjelenésének veszélye csökkenthető [3] A nemesített nagyszilárdságú acélok hegesztett kötésének hőhatásövezete, a hőhatásövezet inhomogenitása Hegesztés közben a hőforrással együtt mozgó hegfürdőt egy, a likviduszt nem meghaladó, nagy hőmérsékletű zóna vesz körül, amit hőhatásövezetnek (heat affected zone, HAZ) nevezünk (8. ábra). A hőhatásövezet alsó határhőmérséklete az a hőmérséklet, ami alatt már nem várható érdemleges mikroszerkezeti (szövetszerkezeti, szemcseszerkezeti, összetételi) változás. Ez acélok esetében 100 C-ra tehető [11]. Mivel a hőhatásövezetben a hőmérséklet a felső és alsó határ között folyamatosan változik, ezért a hőhatásövezet a benne lejátszódó folyamatok különbözősége és a fémtani folyamatok különböző sebessége, ebből adódóan eltérő mértéke miatt nem lehet homogén szerkezetű, további sávokra (zónákra) való felosztásra van szükség [11]. 8. ábra Az ömlesztő hegesztések hőhatásövezetének értelmezése [11] A hőhatásövezet sávjainak vizsgálatához válasszuk ki a C = 0,16%-os alapanyag karbontartalmat! Ez azért is előnyös választás, mert ez az Fe-Fe3C metastabil állapotábra jellegzetes (J) pontjának karbon-koncentrációja, ahol a jól ismert peritektikus reakció után sem olvadékfázis, sem δ szilárd oldat nem marad 17

16 vissza. Az 9. ábrán a Fe-Fe3C állapotábra segítségével mutatjuk be egy általános szerkezeti acél hőhatásövezeti sávjait, amelyek közül a következőkben a szívósság szempontjából legkritikusabb sávokat ismertetem részletesen [11]. 9. ábra A hőhatásövezet sávjai és származtatásuk C = 0,16 % karbontartalmú ötvözetlen lágyacél esetében [11] Durvaszemcsés sáv (CGHAZ) A durvaszemcsés sáv a nevének megfelelően nagyra nőtt ausztenit szemcsékből átalakult bomlástermékeket tartalmaz. Folyamatos hevítés során a durvaszemcsés sáv kialakulására jellemző nagy hevítési sebesség miatt az ausztenit képződés Ac C-on kezdődik, a teljes átalakulás pedig Ac3 950 C-on fejeződik be. Ez a sáv abból a szempontból is kritikusnak tekinthető, hogy a varratba kerülő hidrogén diffúzió útján a kialakuló csökkent szívósságú durvaszemcsés sávval együtt hidegrepedéseket okozhat. Kedvezőtlen körülmények egybeesésekor ebben a sávban nagymértékű szívósságcsökkenés, kismértékű szilárdságcsökkenés, és felkeményedés egyaránt előfordulhat [11][12] Interkritikus sáv (ICHAZ) A durvaszemcsés mellett található normalizált sávtól az alapanyag felé távolodva a hőmérséklet csökkenésével a hegesztési hőciklus hevítési szakaszában csak részben történik meg az ausztenites átalakulás, ezért egy meglehetősen heterogén szövetszerkezet alakul ki. Az eredeti szemcsék határán 18

17 létrejövő, γ-α átalakuláson átesett részek nagyobb karbontartalommal rendelkeznek, mivel ebben a hőmérséklet tartományban az ausztenit nagyobb karbonoldó-képességgel rendelkezik, mint az eredeti szövetszerkezet. 5 s 15 s 10. ábra Részlegesen átkristályosodott (interkritikus) sáv mikroszerkezete 5 és 15 s hűlési idő esetén (Tmax = 950 ºC, N = 500x, 2% Nital) [13] Az ausztenitesedett részek karbonkoncentrációja tovább nő diffúzió útján, amennyiben nagy vonalenergiát alkalmazunk, és a hőhatásövezetnek ez a zónája sokáig tartózkodik az interkritikus tartományban. Ezt követően a hűtési szakaszban ezek a karbonban dúsult, ausztenitté alakult részek az alapszövethez képest ridegebb szövetekké, vegyi összetételtől, valamint hűlési sebességtől függően perlitté, bainitté vagy akár martenzitté alakulnak. Nemesített nagyszilárdságú acélok hegesztésekor az interkritikus sáv ausztenitté alakult részeiből akár a durvaszemcsés sávot meghaladó keménységű, és ebből adódóan rideg martenzit keletkezhet. Eközben a hevítés során nem átalakult részek a hőciklus eredményeként megeresztődnek, ráadásul karbontartalmuk is csökken, ezért sok esetben kilágyulnak. A zónára jellemző fürtös szövetet a 10. ábra szemlélteti [12]. A 11. ábrán az S960QL acél optikai mikroszkópos képe látható, amely az acél hőhatásövezetének sávjait foglalja össze egysoros varratfelépítés esetén, 25x nagyításban [8]. 11. ábra S960QL acél hőhatásövezet: I. varrat, II. durvaszemcsés övezet, III. normalizált övezet, IV. kilágyult övezet, V. alapanyag (N=25x, 2% HNO3) [8] 19

18 1.2.5 Hőhatásövezet többsoros varratfelépítés esetén Többsoros varratfelépítés esetén a varrat, illetve annak hőhatásövezete még inkább inhomogénné válik, mivel a varratsorok tulajdonképpen rövid utóhőkezelést szenvednek el egymástól a hegesztett kötés létrehozása közben. Általánosságban két fontos, ridegedést elősegítő tényezőt érdemes megemlíteni: magas hőmérsékletű hőciklusok, amelyek szemcsedurvulást okoznak, részben ausztenitesítési csúcshőmérsékletek A1 és A3 között, amelyek martenzit-ausztenites szövet keletkezését segítik elő [14]. Egy tanulmány során többsoros varratfelépítésű, kis hőbevitellel hegesztett kötés szövetszerkezetét elemezték, melynek során megállapították, hogy a helyi törékeny sávok megjelenése az alacsony hőbevitel ellenére sem volt elkerülhető. Ez a jelenség a hőciklusokat és a vegyi összetételbeli változásokat is magába foglaló, komplex mechanizmus eredménye, melyet a 12. ábra segítségével szeretnék bemutatni. Az ábra a többsoros varratban bekövetkező mikroszerkezeti változásokat szemlélteti [15][16]. Szubkritikusan újrahevített durvaszemcsés sáv 3. varratsor 2. varratsor Interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv Normalizálási sáv 1. varratsor Durvaszemcsés sáv 12. ábra Hegesztési hőciklusok által létrehozott mikroszerkezetek [17] Az első hőciklus reprezentálja az első varratsort, amely megközelítőleg 1400 C-os hőmérsékletre hevítette az A, B, C, D ábrákon található tartományokat, és melynek hatására szemcsedurvulás következett be [15]. Az éppen A1 hőmérséklet alá hevült A zónát szubkritikusan újrahevített durvaszemcsés sávnak nevezzük. Az alapvető bázisszerkezet megmarad, azonban 20

19 a másodlagos fázis szétbomolhat, melynek következtében a szövetszerkezet kilágyulásával kell számolni [15] Interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv (ICCGHAZ) A 12. ábra B részletén a sáv újrahevítési hőmérséklete az interkritikus hőmérsékleti tartományban (A1 és A3 között) helyezkedett el. Ezt a zónát interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávnak nevezzük. A magas karbontartalmú régiókban részben újra-ausztenitesítési folyamat játszódik le, továbbá ezeken a területeken nagy a rideg szövetszerkezet létrejöttének (martenzit-ausztenit szigetek) esélye is. A 13. ábra a szemcsehatárokon elhelyezkedő martenzit-ausztenit szigeteket szemlélteti. Ez a kritikus tartomány jelen esetben 3 mm távolságban helyezkedett el az első varratsor összeolvadási vonalától [15][16]. 13. ábra A szemcsehatárokon elhelyezkedő martenzit-ausztenit szigetek SEM képe, N = 10000x [18] A M-A részek tulajdonságát alapvetően befolyásolja az előző hegesztési sor csúcshőmérséklete, valamint hűlési ideje. Rövid hűlési idők esetén elsősorban az M-A részek mennyisége befolyásolja a szívóssági jellemzőket, lassabb hűlés esetén pedig az alapszövet és a M-A részek keménysége közötti különbség a döntő. Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávnak a teljes hegesztett kötés szívósságára gyakorolt kedvezőtlen hatását csökkenti, hogy ez a sáv nincs jelen a teljes lemezvastagságban, hanem csak lokálisan fordul elő, miközben az interkritikus sáv teljes szelvényméretben jelen van [12]. A következő területek jelentik a többsoros varratfelépítésű hegesztett kötés hőhatásövezetének csökkent szívósságú részeit: 21

20 a durvaszemcsés sáv, interkritikus sáv, szubkritikusan újrahevített durvaszemcsés sáv, interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv [15][17]. Ugyanakkor a többsoros varratfelépítéssel készült hegesztett kötés rendszerint összességében kedvezőbb tulajdonságokkal rendelkezik, mint az egysoros felépítés, ilyen például a döntően finomabb szemcsemérettel rendelkező szövetszerkezet és az ebből adódó nagyobb szívóssági jellemzők, valamint a kisebb maradó feszültségek az egysoros varratfelépítéssel létrehozott hegesztett kötéshez képest. Ennek okai: a varrat szemcsenagysága finomodik a rákövetkező varratsorok hőciklusai által, a varratsoronkénti hőbevitel csökken, ezáltal a szemcsedurvulás mértéke is csökken, a megelőző varratsorok némi előmelegítést biztosítanak, ezáltal megnövelve a Δt8,5/5 kritikus hűtési időt, a rákövetkező varratsorok izzító hatással bírnak az őket megelőző varratsorokra, ezáltal csökkentve az előző sorok maradó fesztültségeit [15]. Az előbbieket összefoglalva tehát megállapítható, hogy a nemesített nagyszilárdságú acélból készült hegesztett kötések hőhatásövezete meglehetősen inhomogén szerkezetű. A hőhatásövezetben kilágyult sáv is előfordul, amely keménysége akár 20 százalékkal is kisebb lehet az alapanyag keménységétől. Problémát jelent továbbá a hőhatásövezet bizonyos sávjainak felkeményedése is, amely koronaoldalon még a kilágyulásnál is jelentősebb mértékű lehet (400 HV). Többsoros varratfelépítés esetén az újabb hegesztési sorok megeresztő hatása egyértelműen jelentkezik, ezért egyoldali varratok esetén jól megfigyelhető a gyökoldal koronaoldalhoz képesti kilágyulása [3][18]. A 14. ábra 15 mm vastagságú S960QL acéllemezek aktív védőgázas fogyóelektródás ívhegesztéssel (ISO kód: 135) készült egyoldali tompavarratos kötésének korona oldali és gyökoldali keménységeloszlását szemlélteti [8]. 22

21 14. ábra S960QL lemezek egyoldali tompakötésének keménységeloszlása [8] Az ábrán jól megfigyelhetők az említett keménységcsúcsok és keménységminimumok. A korona- és gyökoldali keménységeloszlás összevetésekor láthatjuk, hogy elsősorban a gyökoldal esetén jelentős kilágyulás figyelhető meg, amelynek értéke esetenként 300 HV alá is csökkenhet. Ezzel szemben a maximális keménység tekintetében a két görbe jellegét tekintve számottevő eltérés tapasztalható. A gyökoldalon egyáltalán nem tapasztalhatók a koronaoldalra jellemző keménységmaximumok, amit a többsoros hegesztés (jelen esetben 5 réteg és 9 sor az egyoldali V varratkialakítás és a korlátozott vonalenergia miatt) megeresztő hatása okoz, amely során az újabb hegesztési sorok megeresztik a korábban hegesztett varratsorokat és azok hőhatásövezeteit, ahogy azt a korábbiakban már részletesebben is kitárgyaltuk [8]. További problémát jelent, hogy a nagyobb ötvöző tartalommal rendelkező nemesített nagyszilárdságú acélok esetén a hűlési idő növelése, az alsó-bainitet és martenzitet tartalmazó szövetszerkezet kialakulása helyett, durva szemcseszerkezettel rendelkező, kis szívósságú felső bainites szövetszerkezetet eredményez, amelyben a viszonylag hosszú ideig tartó hőciklus hatására helyi rideg részek, ún. M-A szigetek is kialakulhatnak, amelyek tovább csökkentik a szívósságot [11]. 1.3 Hegesztés tervezésének szempontjai A fent említett okok miatt a technológia tervezésekor a vonalenergia, valamint a t8,5/5 kritikus hűlési idő meghatározására kiemelt figyelmet kell fordítani, hegesztéskor pedig a nemesített nagyszilárdságú acélokat előmelegítéssel célszerű hegeszteni. A lehetőségek szerint a vonalenergiát a 23

22 hegesztési folyamat során egy állandó, alacsony értéken célszerű tartani, mivel csak így garantálható a hegesztett kötés megfelelő szilárdsága és szívóssága [3] Előmelegítési hőmérséklet, rétegközi hőmérséklet Az előmelegítésre azért van szükség, hogy megakadályozzuk a hegesztett kötés beedződését, és ennek következményeként a hegesztett kötésben kialakuló hidegrepedést, illetve kedvezőbbé tegyük a feltételeket a hidrogén eltávozására. Előmelegítés alkalmazásával csökkenteni tudjuk a hegesztett kötés hűlési sebességét, így a martenzit tartalom is csökkeni fog, ami kisebb ridegséget eredményez. Emellett az előmelegítés hatására mérséklődik a hőtágulás, valamint kisebb belső feszültség keletkezik, továbbá javul a hidrogéndiffúzió feltétele, hiszen a diffúziós folyamat végbemeneteléhez több idő áll rendelkezésre. Az előmelegítés különösen fontos az alábbi esetekben [8]: fűzővarratoknál és gyöksor hegesztésekor, valamint a szükséges előmelegítési hőmérsékletet növelni kell az anyagvastagság növekedésével, mert kompenzálni kell a háromdimenziós hővezetés miatti gyorsabb hűlést. +5 ºC alatti környezeti hőmérséklet esetén is elő kell melegíteni az anyagot a lecsapódó pára miatt. Az előmelegítési hőmérsékletet szintén növelni kell olyan esetben, ha a hegesztett szerkezet kialakítása, befogása, rögzítése merevebb [8]. Ahogy a korábbiakban már említettük, a minimális előmelegítési hőmérséklet meghatározása több módszer segítségével is lehetséges, amelyek közül az MSZ EN szabvány két módszert emel ki. Az egyik módszer az (1) összefüggésben szereplő, IIW szerinti egyezményes karbonegyenértéket veszi alapul, a másik eljárás pedig, amely a nemesített nagyszilárdságú acélokhoz is alkalmazható, úgynevezett Uwer-Höhne módszer. Ez az eljárás a CET karbonegyenértéket veszi alapul [8]: Mn Mo Cr Cu Ni CET C (2) A CET összefüggés tágabb határok között alkalmazható, és CET = 0,2 0,5% között tartományban érvényes. Az előmelegítési hőmérséklet számításakor figyelembe kell venni az adott hegesztő eljárásra, illetve hozaganyagra jellemző diffúzióképes hidrogéntartalmat is. Ezek alapján az előmelegítési hőmérséklet az alábbi módon határozható meg [8]: 24

23 s T CET th H CET E 35 0,35 elő d (53 32) v 328 ahol: s kombinált lemezvastagság (s1+s2), mm, Hd a diffúzióképes hidrogéntartalom, ml/100 g fém, Ev vonalenergia, kj/mm [8]., (3) Ennek mértékét a varrat középvonalától számítva legalább 75 mm széles sávban ki kell terjeszteni. Gyakorlati tapasztalatok alapján előmelegítési technológiának ideális lehet elektromos előmelegítő paplanok alkalmazása (melyek alkalmazása különösen korrozióálló acélok előmelegítése során ajánlott), de amennyiben ilyen eszközök nem állnak rendelkezésre, alkalmazható oxigén-acetilén gázzal működő melegítőégő is. Az előmelegítési hőmérsékletet a hegesztés megkezdésekor ellenőrizni kell, amelynek eszköze általában termokréta, esetenként infravörös hőmérő [8]. Az előmelegítési hőmérséklet alkalmazása mellett a hegesztési hőmérséklet tartományára vonatkozó másik kritérium a rétegközi hőmérséklet korlátozása. Fontos, hogy az egyes varratsorok elkészítése után meg kell várni, hogy a varrat visszahűljön legalább az előírt előmelegítési hőmérsékletre. Az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetben végzett korábbi kísérletek során megállapították, hogy a nagyobb rétegközi hőmérséklettel készült kötésből kimunkált próbatestek kisebb szilárdságot és ütőmunkát produkáltak, ugyanakkor a hegesztett kötés összességében biztonsággal teljesítette az MSZ EN szabvány valamennyi követelményét [8] Vonalenergia A hegesztés során alkalmazott hegesztési paramétereket együttesen a hőáram és a hegesztési sebesség hányadosaként értelmezett vonalenergiával szokták kifejezni, amely egyenáramú hegesztés alkalmazása esetén az alábbi összefüggésre egyszerűsödik [8]: E v de ds f v [J/mm] (4) h A számlálóban lévő η tényező jelenti a termikus hatásfokot, amely a hőforrás hőenergiának a tárgyba kerülő és ott hasznosuló részét mutatja. Az összefüggésben szereplő f formatényező a kötés geometriai jellegzetességeit veszi figyelembe. A vonalenergia csökkentésével az alapanyag szilárdsági paraméterei tarthatók, azonban ez a termelékenység rovására megy. A kis 25

24 vonalenergia viszont a hegfürdő létidejének csökkentése miatt növeli a hidegrepedési hajlamot, illetve fokozza a beolvadási hiba veszélyét. Az S960QL esetében a vonalenergia értékét a lehető legkisebbre kell választani, mivel ellenkező esetben a kötés szilárdsága és szívóssága jelentősen lecsökken [8]. A 15. ábra a vonalenergia hegesztett kötésre gyakorolt hatását szemlélteti [3]. 15. ábra A vonalenergia hatása [3] A gyakorlati tapasztalatok is igazolják, hogy kis vonalenergiával, húzott varratsorokkal, illetve a lehető legkevesebb megállással és újrakezdéssel kell hegeszteni [8] Hozaganyag kiválasztása A technológiai paraméterek meghatározása mellett a nagyszilárdságú acéloknál a megfelelő hozaganyag kiválasztása is fontos feladat a hegesztőmérnök számára. Mivel a technológiai eredetű szilárdságnövelés a hegesztési folyamatban leolvadó hozaganyagok esetében nem alkalmazható, ezért a hozaganyagok szilárdságnövelése csak a mikro- és makroötvözés kombinációjával lehetséges [3][10]. Általában a hozaganyagok gyártói jelentősnek mondható (2%) nikkel tartalmú, az alapanyaghoz képest nagyobb mangán, szilícium (esetenként króm) tartalmú huzalokat fejlesztettek ki. Az összetétel mellett a hozaganyag-választás egyik alapvető szempontja a matching kérdéskör. Szilárdsági matching esetén az adott elektródával készített varrat mechanikai jellemzői az alapanyagéval megegyeznek vagy ahhoz nagyon közel állnak [11]. Amennyiben a tervezési előírások megengedik, az undermatching (a matchingtől eltérő) elven kiválasztott hozaganyag helyes technológiai stratégiát jelenthet, mivel ebben az esetben kisebb lesz a 26

25 hidegrepedési hajlam, valamint az undermatching kedvező hatással bírhat a fáradási tulajdonságokra [3] Kritikus t8,5/5 hűlési időtartomány A technológia tervezést segíti az adott acéltípusra jellemző optimális t8,5/5 hűlési időtartomány ismerete, amelynek segítségével meghatározhatóak azok a hegesztési paraméterek és hegesztési hőmérséklet tartomány, amelyekkel az elvárásoknak megfelelő hegesztett kötés létrehozható [13]. A kritikus t8,5/5 időtartomány azon időtartamok halmaza, amelyek a varratnak és hőhatásövezetének 850 C-ról 500 C-ra történő lehűléséhez szükségesek. Ebben a szakaszban zajlanak le a legfontosabb szövetszerkezeti változások az acélban [19]. A hűlési sebesség függ a vonalenergiától, az előmelegítés hőmérsékletétől, a hegesztett kötés hővezetési tulajdonságaitól, vastagságától, az állandó nyomásra érvényes fajhőtől, felületi hőátadási tényezőtől valamint a hővezetésben résztvevő elemek számától, illetve azok kiterjedésétől. A varrat mechanikai tulajdonságait elsősorban annak kémiai összetétele, illetve a kristályosodási sebesség és képesség határozza meg. A hőhatásövezet mechanikai tulajdonságaiban azonban döntő szerepe van a hegesztés során elért csúcshőmérsékletnek, az ausztenites tartományban való tartózkodási időnek, valamint az ausztenites tartományból való hűlési sebességnek [8]. A kritikus hűlési idők számításának alapját a különböző hővezetési modellek adják. A hűlési sebesség mértékét számottevően befolyásolja a kötés kialakítása, a hővezetési folyamatban résztvevő elemek száma és mérete. Ez alapján beszélhetünk kétdimenziós hővezetésről vékony lemezek esetén, illetve háromdimenziós hővezetésről vastag lemezek esetén. A későbbiekben általunk vizsgált próbatestekre a lemezvastagságukból és a technológiai körülményekből adódóan a nagytest-modellt [34] alkalmaztuk a kritikus hűlési idő számítására [8]: t 8,5/ (5) 2 vh 500 T0 850 T0 További egyszerűsítésekkel és behelyettesítésekkel egy gyakorlatban jól alkalmazható egyenletet kapunk: 1 1 t8,5/5 ( T0 ) Ev F3. (6) 500 T0 850 T0 27

26 A bemutatott analitikus összefüggések mellett természetesen lehetőség van a hűlési idők végeselemes úton történő meghatározására is, például a SYSWELD szoftver alkalmazásával, továbbá termoelemes méréssel is meghatározható a hűlési idő [8] Hegesztési kísérletek a kritikus t8,5/5 hűlési időtartomány meghatározására A hegesztési munkaterület, illetve az optimális hűlési időtartomány igazolásához hegesztési kísérleteket végeztek. Alapanyagként a svéd SSAB által gyártott WELDOX 960 E nemesített nagyszilárdságú acéllemez hozaganyagként pedig az UNION X96 márkajelzésű, 1,2 mm átmérőjű huzalelektróda szolgált. Eljárásnak védőgázas fogyóelektródás ívhegesztést (ISO 135) választottak, védőgáznak pedig M21 (82% Ar + 18% CO2) besorolású kevert gázt alkalmaztak. 15 mm vastagságú lemezek egyoldali tompakötését készítették el. A hegesztés a reprodukálhatóság és a hegesztési paraméterek konstans értéken tartása miatt robotizált körülmények között zajlott [3]. Két hegesztési próba készült, amelyek közül az egyik esetében a hegesztési paramétereket úgy határozták meg, hogy a számított t8,5/5 hűlési idők minden hegesztési sor esetén az előzetesen feltételezett optimális tartomány alsó értékére, azaz 6 s-ra adódjanak. A másik próba esetén a hegesztési sebesség csökkentésének kivételével minden technológiai paramétert változatlanul hagytak, így a hűlési idők pedig a töltő- és takarósorok esetén 10 s-ra adódtak. A gyöksor esetén a túlzott gyökátfolyás, a második sor esetén pedig az átroskadás elkerülése érdekében a vonalenergiát mindkét esetben alacsony értékben határozták meg. A kísérletek során a hegesztési paraméterek dokumentálása céljából folyamatfelügyelő rendszert alkalmaztak. A hegesztési próbák elkészítéséhez alkalmazott hegesztési paramétereket az 5. táblázat tartalmazza. 28

27 5. táblázat Hegesztési paraméterek [3] I. próba Sor Telő/réteg, [ C] vheg [cm/min] I [A] U [V] Ev [J/mm] t8,5/5 [s] gyök , , , , II. próba gyök , , , , A hegesztést követően az MSZ EN ISO szerint előírt roncsolásos vizsgálatok közül az alábbiakat végezték el: - szakítóvizsgálat, - ütővizsgálat, - keménység/makrovizsgálat. A szakítóvizsgálat eredményeit az 6. táblázat foglalja össze [3]. 6. táblázat Szakítóvizsgálat eredményei [3] RP0,2 [MPa] Rm [MPa] A5 [%] WELDOX UNIONX96* próba próba WELDOX * A szabvány által megkövetelt minimális érték. Az alapanyag szilárdsági jellemzői a gyártó által kiállított műbizonylatról származnak. A huzalelektróda műbizonylatán csak a vonatkozó szabvány által előírt minimum értékek voltak feltüntetve. Az optimális t8,5/5 hűlési időtartomány alsó határértékét eredményező kis vonalenergiával készült első hegesztési próba teljesítette az MSZ EN szabvány követelményét, amely az alapanyagra vonatkozó szakítószilárdság tartomány alsó határát, ebben az esetben a 980 MPat írja elő. Ezzel szemben a második próba szakítószilárdsága kis mértékben ugyan, de elmaradt a követelménytől [3]. 29

28 A hivatkozott szabvány követelményei szerint a varratból és hőhatásövezetből kimunkált próbatestek ütőmunka átlagának teljesítenie kell az alapanyagra vonatkozó követelményt. Az ütővizsgálat eredményeit a 7. táblázat foglalja össze. A varratból és a hőhatásövezetből kimunkált 3-3 db próbatest ütőmunkája biztonsággal teljesítette a -40 C vizsgálati hőmérsékleten előírt 27 J követelményt. Ebből következik, hogy a vizsgált hűlési időközben készült hegesztett kötések esetén a kívánt szívóssági tulajdonságok megőrizhetők [3]. 7. táblázat Az ütővizsgálat eredményei [3] I. próba II. próba VWT 1 45 J 42 J VHT 1/1 48 J 37 J A hegesztett kötésről készült makrofelvételeket a 16. és 17. ábrák tartalmazzák. Az ábrákon megfigyelhető az I. próbánál előforduló kilenc- és a nagyobb vonalenergiával készült, ezáltal kiterjedtebb hőhatásövezettel rendelkező II. próba hétsoros varratfelépítése [3]. 16. ábra Az I. hegesztési próbáról készült makrofelvétel, 2% HNO3 [3] 17. ábra A II. hegesztési próbáról készült makrofelvétel, 2% HNO3 [3] A makrofelvételek elkészítését követően keménységmérést végeztek a csiszolatokon, amely során HV10 eljárás szerint készültek el a lenyomatok. Az 30

29 MSZ EN ISO követelménye szerint a 3. acélcsoportra a maximálisan megengedhető keménység 450 HV. A 18. ábrán látható, hogy még a rövidebb hűlési idővel hegesztett darabokon sem éri el a keménység ezt a határértéket. A koronaoldal hőhatásövezetében jól megfigyelhetők a nemesített nagyszilárdságú acélokra jellemző keménységcsúcsok, illetve kilágyult sávok. 18. ábra A hegesztési próbák korona oldalának keménység eloszlása [3] A gyökoldalon azonban a gyöksort követően elkészített hegesztési sorok megeresztő hatása miatt az alapanyagénál nagyobb keménységet nem mértek, illetve a kilágyulás mértéke nagyobb és kiterjedtebb volt, mint a koronaoldal esetén (19. ábra) [3]. 19. ábra A hegesztési próbák gyökoldalának keménységeloszlása [3] Az esettanulmány alapján megállapítható, hogy az S960QL acélok hegesztésekor az optimális hűlési időintervallum jelentősen, akár 6-10 szekundumra is szűkülhet, amelyet az esettanulmány során bemutatott kísérletek is igazolnak. Amennyire pedig a lehetőségek engedik, a kívánt szilárdsági jellemzők megőrzése miatt e hűlési időköz alsó határértékéhez célszerű közelíteni [3]. 31

30 2. A FIZIKAI SZIMULÁCIÓ BEMUTATÁSA Az anyagtechnológiák fizikai szimulációja olyan laboratóriumi körülmények között végzett vizsgálati technika, amely során pontosan reprodukálni tudjuk azokat a termikus és mechanikai folyamatokat, amelyek a tényleges feldolgozás során érik az adott anyagot. A későbbi felhasználás körülményeit megvalósítva az anyag vagy szerkezet működés közbeni viselkedését is vizsgálhatjuk, a hatásokat elemezhetjük [20][21]. 2.1 A fizikai szimuláció fejlődése A fémiparban alkalmazott fizikai szimuláció gyökerei a XX. század közepéig nyúlnak vissza. Eleinte maguk a kutatók tervezték, illetve építették meg a vizsgálataikhoz szükséges kísérleti berendezéseket, amelyek túlnyomó részben hegesztéstechnológiai problémák elemzésében nyújtottak segítséget a szakembereknek. A 20. ábrán egy ilyen, korai szimulációs berendezés látható. Az első szimulációs kísérleteket a Szovjetunióban, Kínában, Nagy-Britanniában és az Egyesült Államok kutatóintézeteiben végezték el, az 50-es évek második felében pedig megjelentek a kereskedelmi forgalomban is kapható fizikai szimulátorok [1][20][22]. 20. ábra Korai hőhatásövezeti szimulátor az amerikai Renssealer Politechnikai Intézetben az 1950-es évek elején [20][23] Mivel a fizikai szimuláció elsősorban a hegesztési folyamatok vizsgálatában játszott kiemelkedő szerepet, ezért olyan berendezésre volt szükség, amely a mérési feltételeket kielégítő környezetben volt képes a hőhatásövezeti zóna részeit reprodukálni. Az első olyan kereskedelmi forgalomban kapható 32

31 szimulátor, melyet erre a célra terveztek, az Egyesült Államokban gyártott GLEEBLE 510 elnevezésű rendszer volt. Képes volt a hegesztés hőciklusát reprodukálni, a berendezés segítségével tanulmányozni lehetett, hogy miként hat a bevitt hőmennyiség az alapanyag szövetszerkezetére. Először az ömledék megszilárdulás utáni állapotát kívánták megismételni, majd a figyelem a hegesztett kötés hőhatásövezetének vizsgálatára irányult. Gyors, 8000 C/s hevítési sebességre volt képes, valamint egy pneumatikus működtetésű terhelő (húzó) rendszerrel volt ellátva, amely állandó sebességgel történő húzást tett lehetővé. Ebből következően képes volt melegszakító vizsgálatok elvégzésére is [20][23]. Az S235 szilárdsági kategóriához képest növelt szilárdságú acélokat (akkoriban még S355) a II. világháború után, a hajóiparban kezdtek el alkalmazni, ekkor azonban még nem rendelkeztek kellő információval a varratok, illetve azok hőhatásövezeteinek viselkedéséről és tulajdonságairól, ezért számos katasztrófa következett be a kötési hibákból vagy helytelen alkalmazásból kifolyóan. Így vált kiemelt fontosságúvá a hőhatásövezet vizsgálata szívóssági és törésmechanikai szempontból. Az 1950-es évektől már rendelkezésre állt olyan rendszer, melynek segítségével a valós hőhatásövezet szövetszerkezetével teljes mértékben megegyező mintát hoztak létre [20][24]. 2.2 A GLEEBLE 3500 termo-mechanikus fizikai szimulátor A Miskolci Egyetem Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetében felállított GLEEBLE 3500-as rendszer egy teljes körűen integrált termomechanikai rendszer (21. ábra). A felhasználóbarát, Windows alapú számítógépes szoftver nagy teljesítményű processzorral kiegészítve biztosítja a felhasználók számára a vizsgálatok megtervezését, futtatását, az adatok elemzését [26]. 33

32 21. ábra A GLEEBLE 3500 termo-mechanikus szimulátor [25] Közvetlen ellenálláshevítő rendszere akár C/s sebességgel képes a próbatestek hevítésére, nagy hővezető képességű befogói pedig akár C/s hűtési sebességet is képesek produkálni az edzési opciónak megfelelő vizsgálati összeállítással (pl. folyadékhűtésű próbatest). A szoftverben beállított hőciklus előállításához szükséges visszacsatolás a próbatestek felületéhez hegesztett termoelemek segítségével történik, vagy opcionálisan választható infravörös pirométer biztosítja a pontos visszajelzést a próbatest hőmérsékletére vonatkozóan. Az egyedülállóan nagy sebességű hevítő módszernek köszönhetően a GLEEBLE rendszer általában 3-10-szer olyan gyorsan tudja elvégezni a termikus vizsgálatokat, mint egy hagyományos kemence alapú berendezés. [1][26]. Mechanikai rendszere egy teljes körűen integrált hidraulikus szervo-rendszer, amely képes akár 100 kn statikus erő kifejtésére húzás vagy nyomás esetén. A GLEEBLE 3500-as rendszer lelke a harmadik generációs digitális vezérlőrendszer, amely minden szükséges jelet biztosít a digitális zártkörű termikus és mechanikus szervo-rendszerek segítségével, amelyek a termikus és mechanikus vizsgálatok változóinak egyidejű vezérléséhez szükségesek. A legelterjedtebb GLEEBLE rendszerek legfontosabb jellemzőit, illetve paramétereit a 8. táblázat foglalja össze [26]. 34

33 8. táblázat A legelterjedtebb GLEEBLE szimulátorok adatai [26] Jellemző, illetve paraméter Mértékegység GLEEBLE szimulátor típus (maximális érték) Hevítési sebesség C/s Hűtési sebesség C/s Elmozdulás mm Elmozdulási sebesség mm/s Statikus erő: húzás/nyomás kn 80/80 80/80 100/ /200 Próbatest keresztmetszet mm Próbatest átmérő mm Próbatest hosszúság mm A GLEEBLE 3500-as rendszer teljes mértékben vezérelhető számítógép segítségével, kézi vezérléssel, vagy bármely értékű megosztásban a kettő között, az adott feladattól függően [26]. A GLEEBLE 3500 fizikai szimulátor alkalmazásával számos hagyományos és modern anyagvizsgálati módszer, illetve feladat megvalósítható, többek között: meleg szakítóvizsgálatok különféle geometriájú próbadarabokon; meleg nyomóvizsgálat: egytengelyű nyomóvizsgálat, repedésszétnyílás síkalakváltozási állapotban; feszültség-alakváltozás görbék meghatározása; olvasztás és kristályosodás zérus szilárdsághoz tartozó hőmérséklet (NST) meghatározása; alakváltozó képesség, illetve szívósság vizsgálata növelt hőmérsékleten; dilatometria, illetve fázisátalakulások vizsgálata; kúszás; 35

34 fárasztás, termikus fárasztás, termo-mechanikus fárasztás [26]. A másik nagy területen, a fizikai szimuláció területén, a következő folyamatok szimulációja (szimulációs vizsgálata) lehetséges: folyamatos öntés; sajtolás; kovácsolás; meleg hengerlés; mushy-zóna elemzés ömlesztő hegesztés hőciklusa, hőhatásövezet (HAZ); ellenálláshegesztés, zömítő tompahegesztés; diffúziós egyesítés, diffúziós kötések; különféle hőciklusok megvalósítása: hőkezelés (pl. edzés); folyamatos acélszalag-lágyítás; porkohászat, szinterelés; technológiai folyamatok szintézise [26]. 2.3 A fizikai szimuláció alkalmazása a hőhatásövezet vizsgálatában A valóságos hegesztési folyamattal szemben a fizikai szimulátor hőhatásövezeti moduljának (HAZ test) célja a hőhatásövezet különböző zónáinak előállítása a próbatest teljes keresztmetszetében, viszonylag nagy térfogaton [1]. Bár egyszerűbbnek és gyorsabbnak tűnhet valós hegesztési folyamatból származó próbatestet vizsgálni, mint fizikai szimulációt alkalmazni, a valós folyamatban annyira nagyok a termikus gradiensek, hogy a varrat melletti rész minden tizedmilliméterén más és más szövetszerkezet alakul ki. A hőhatásövezet egy kis térfogata is különböző mikroszerkezetek sokaságát tartalmazza, így a hőhatásövezet sávjai egy tényleges hegesztett kötésen csak korlátozott mértékben lennének vizsgálhatók. Például a Charpy-V bemetszés rádiusza is túl nagy ahhoz, hogy egyetlen mikroszerkezetet tartalmazó anyagrészt lehessen kimunkálni a hőhatásövezetből [20][27]. Egy másik érv a fizikai szimuláció alkalmazása mellett, hogy lézersugaras hegesztés során a hevítési sebesség elérheti a 6000 C/s-ot, a t8,5/5 hűlési idő pedig gyakran 1 s alá csökken [1][28]. Ilyen esetben meglehetősen keskeny hőhatásövezet alakul ki, a különböző sávok pedig a vizsgálható tartományon kívülre esnek. A GLEEBLE azonban képes nagy 36

35 mennyiségben homogén, egyetlen szövetszerkezettel rendelkező anyagmintát előállítani, és segítségével mind ütő-, és törésmechanikai, mind mikroszerkezeti vizsgálatokkal is tudjuk elemezni a különböző sávok sajátosságait [1][27]. A fizikai szimuláció segítségével reprodukálni tudjuk a többsörös varratfelépítés esetén létrejövő hőhatásövezeti sávokat is, amely a sávok inhomogenitása és összetettsége miatt hatalmas előnyt jelent az alapanyag- és a hegesztéstechnológiai fejlesztés területén A fizikai szimuláció alkalmazásában rejlő lehetőségekre szeretnék néhány példát ismertetni a következő esettanulmányok segítségével A hegesztési paraméterek hőhatásövezetre gyakorolt hatásának fizikai szimulációval történő vizsgálata S960QL acél esetén A következő esettanulmány segítségével a hegesztési paraméterek mikroszerkezetre és anyagtulajdonságokra gyakorolt hatását szeretném bemutatni. A fizikai szimulációt GLEEBLE 3500 termo-mechanikai szimulátor segítségével végezték el. A hegesztési hőciklus előállítására szolgáló modellnek a vastagabb lemezekre érvényes háromdimenziós hővezetést leíró Rykalin-3D modellt választották, amely lényegében egy félvégtelen test felületén lévő pontszerű hőforrás által létrehozott hőmérsékletmezőt ír le. A hőciklus definiálásához a hegesztési paramétereket korábbi, tényleges hegesztési kísérleteik eredményein alapulva adták meg. A fizikai jellemzők (λ, cp, ρ) megadásánál egy általános rendeltetésű szerkezeti acél anyagjellemzőit használták fel, tekintettel arra, hogy az adott kísérleti anyag egy gyengén ötvözött nagyszilárdságú acél (WELDOX 960 E) volt. Az előmelegítési hőmérsékletet korábbi tapasztalatokra alapozva a CET szerinti minimális előmelegítési hőmérséklettől nagyobbra, 200 ºC-ra választották. A csúcshőmérsékletre vonatkozó hőntartási időt mindegyik kísérlet esetén 1 s-ban határozták meg, a hevítési sebesség pedig a szoftver ajánlása szerint 500 ºC/s-ra állították be. A hűlési idők szempontjából vizsgálandó hőmérséklet tartomány ºC volt [1]. A vizsgálatok során három jellegzetes hőhatásövezeti zóna szövetszerkezetének növelt térfogatú előállítását tűzték ki célul: durvaszemcsés, normalizált, valamint részlegesen átkristályosodott sáv, a csúcshőmérsékleteket pedig ennek tükrében határozták meg (1350 ºC, 950 ºC, 800 ºC). Az SSAB ajánlásai szerint az S960QL acél esetén az optimális t8,5/5 hűlési idő tartomány 5 15 s. A vonalenergiát befolyásoló hegesztési paramétereket és az 37

36 előmelegítési hőmérsékletet úgy választották meg, hogy pontosan a hűlési idő tartomány két határértékére, azaz 5 és 15 s hűlési időkre állítsák elő a kívánt hőhatásövezeti sávokat. Ennek megfelelően a rövidebb hűlési idő elérése céljából 1015 J/mm, a másik határérték megvalósítása céljából pedig 3046 J/mm vonalenergiát alkalmaztak [1]. A 12 mm vastagságú lemezből a szokásos és szabványos Charpy-féle ütővizsgálathoz minimálisan szükséges 10x10 mm keresztmetszetű próbatestek et munkáltak ki. Hőhatásövezeti zónánként 4 próbatestet készítettek, amely a három hőhatásövezeti zónára és a két hűlési időre vetítve összesen 24 próbatestet jelentett. A zónánkénti 4 próbatestből egyet mikroszkópi felvételek készítéséhez és keménységméréshez használtak, a maradék háromból pedig a szimulációkat követő ütővizsgálati próbatestek készültek. A próbatestek hosszúságát a GLEEBLE alkalmazási kézikönyvében leírtak figyelembevételével 70 mm-re választották. A 22. ábra a vizsgálati elrendezést szemlélteti [1]. 22. ábra Vizsgálati elrendezés [1] Hőhatásövezeti sávok keménysége A kívánt hőhatásövezeti sávok előállítása után a próbatesteken keménységvizsgálatokat végeztek. Az így kapott keménységértékeket hőhatásövezeti sávra és hűlési időre vonatkoztatva átlagolták. A vizsgálati eredményeket a 9. táblázat tartalmazza. 38

37 9. táblázat Keménységvizsgálati eredmények [1] Hőhatásövezeti sáv Tmax, C t8,5/5 = 5 s Keménység, HV10 t8,5/5 = 15 s Durvaszemcsés Normalizált Részlegesen átkristályosodott Megállapították, hogy a vizsgált t8,5/5 hűlési időintervallumban minden hőhatásövezet keménysége kisebb volt, mint az MSZ EN szabvány vonatkozó táblázatában szereplő 450 HV határérték. A legnagyobb keménységet a hidegrepedések szempontjából legkritikusabb durvaszemcsés övezet beolvadási vonalhoz közeleső részének és a rövidebb hűlési idővel előállított normalizált övezetnek a vizsgálatakor mérték. A hosszabb hűlési idők csökkent keménységet eredményeztek a durva- és finomszemcsés övezetekben, azonban mindkét esetben a mért értékek még 15 s t8,5/5 esetén is meghaladták az alapanyag keménységét. A részleges átkristályosodási övezetben az átlagos keménység meghatározásán túl megvizsgálták az ausztenites átalakuláson átesett részek és az eredeti szövet keménységét is. Sikerült kimutatniuk, hogy az ausztenitesedett részek keménysége eléri, sőt sok esetben meghaladja a 400 HV-t, miközben az eredeti szövet keménysége, szélsőséges esetben akár 300 HV alá csökken, HV alapanyag keménység mellett. A hűlési idő függvényében az ausztenitesedett részek szövetszerkezete rendkívüli finom martenzitből, esetenként bainitből áll, miközben az eredeti szövetrészek megeresztődnek és szilárdságuk lecsökken [1]. Az ausztenitesedett részek jelentős keménysége annak köszönhető, hogy a keletkezett ausztenit karbon koncentrációja magasabb, mint a többi sávban, melynek oka, hogy a csökkenő hőmérséklet hatására a γ szilárdoldatban növekszik a karbon oldhatósága [1][29]. Ha hűlési idő kellőképpen hosszú, a karbonban dús ausztenit kemény martenzitté alakul át, az így kialakult szövetszerkezet a helyi törékeny sáv, tehát a hosszabb hűlési idők megnövekedett keménységet eredményezhetnek az interkritikus sáv ausztenitesedett részeiben [1] Az eltérő tulajdonságú hőhatásövezeti sávok szívóssága A szimulációk elvégzését követően szabványos Charpy-V bemetszést készítettek, és az alapanyagra előírt -40 C hőmérsékleten ütővizsgálatokat 39

38 végeztek. A különböző hőhatásövezeti sávok ütőmunkáinak átlagos értékeit a 23. ábra foglalja össze. Az alapanyagra vonatkozó követelmény szerint (MSZ EN ) az S960QL szabványos jelölésű anyagminőségnek -40 C-on minimum 27 J ütőmunkát kell teljesítenie [1]. 23. ábra A különböző hőhatásövezeti sávok szívóssága T = -40 C-on [1] A diagramon látható, hogy a normalizált övezet szívóssága mindkét hűlési idő esetén jelentősen meghaladja a szabvány által támasztott követelményt. A durvaszemcsés és interkritikus övezetek szívóssága mindkét hűlési idő esetében a megkövetelt minimális ütőmunka szintjére csökkent, amelyet az ábrán levő piros vonal jelez. A durvaszemcsés övezet esetében a hosszabb hűlési idővel hűlt próbatestek ütőmunkáinak átlaga nem teljesítette a vonatkozó követelményt, emellett az 5 s t8,5/5 esetén is két próbatest ütőmunkája kisebb volt, mint 27 J, és csak a három próbatest ütőmunkáinak átlagértéke teljesítette az MSZ EN szabvány által előírt követelményt. A részleges átkristályosodási övezet szívósságának vizsgálatakor 1-1 próbatest ütőmunkája volt kevesebb, mint 27 J [1]. A hűlési idők szívósságra gyakorolt hatását az ütővizsgálatra jellemző nagy szórási együttható miatt a vizsgálatokat végző szakembereknek nem sikerült teljes mértékben megvizsgálniuk, ezért a kísérletsorozat folytatásaként a különböző sávok szívósságát az ütőpróbatestek számának növelésével és törésmechanikai vizsgálatok (CTOD teszt) segítségével kívánják elemezni [1][30]. 40

39 A nagyszilárdságú acélok hőhatásövezeti sávjai szívósságának értékelése fizikai szimuláció alkalmazásával A legkritikusabb hőhatásövezeti sávok fizikai szimulációja egy hatékony eszköz a nagyszilárdságú acélokból készült hegesztett kötések szívósságának meghatározásához. A kritikus hőhatásövezeti sávok, mint a durvaszemcsés (CGHAZ) sáv, a szubkritikus (SCHAZ) és interkritikus (ICHAZ) sávok, valamint az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv (ICCGHAZ) vizsgálata Charpy-V bemetszésű ütővizsgálattak és törésmechanikai vizsgálatok segítségével gyakori feladatnak számít. Az új acélok fejlesztése során ezek a tesztek túl drágák és időigényesek, azonban az adott feladatra megfelelő acél kiválasztása a szimulált hőhatásövezeti sávok szívóssági eredményei alapján egy gyors, és megbízható alternatívája a valós hegesztési próbának [30]. A fizikai szimuláció segítségével létrehozott durvaszemcsés, interkritikus, és interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok próbatesteinek vizsgálata alapján meghatározott szívóssági tulajdonságok normál esetben rosszabbak, mint azoké a próbatesteké, amelyeket egy valós hegesztett kötésből munkáltak ki. Ennek oka, hogy a ridegedést okozó mikroszerkezetek kiterjedése sokkal nagyobb a szóban forgó hőhatásövezeti sávok szimulált próbatesteinek keresztmetszetében, mint azokban, amelyeket egy valós hegesztett kötés megfelelő hőhatásövezeti sávjaiból munkáltak ki. A szimulált szemcsedurvulási sáv mikroszerkezetében az elsődleges ausztenit szemcsék hajlamosak durvább méretűek lenni, mint a valós hegesztett kötésben, valamint a szövetszerkezet tartalmazhat például M-A alkotókat is, amelyek a repedések potenciális kiindulási pontjai a törésmechanikai vizsgálat során. Másfelől azonban az interkritikusan megeresztett szemcsedurvulási sávon végzett törésmechanikai vizsgálatok segítségével jól felfedhetőek a kis hőbevitellel készített hegesztett kötésekben található rideg mikroalkotók [30]. Finn kutatók két, 500 MPa folyáshatárral rendelkező nagyszilárdságú kültéri szerkezetekben alkalmazott acéltípust (500 TM1 és 500 TM2) teszteltek. Az acélok kémiai összetételt a 10. táblázat tartalmazza [30]. 10. táblázat Az 500 TM1 és 500 TM2 jelű offshore acéllemezek százalékos kémiai összetétele [30] Anyagminőség Lemezv. [mm] C [%] Si [%] Mn [%] P [%] S [%] Al [%] Nb [%] Ti [%] Cu [%] Ni [%] CEV 500 TM ,06 0,27 1,62 0,01 0,001 0,039 0,029 0,016 0,25 0,86 0, TM ,52 0,01 0,001 0,034 0,025 0,001 0,28 0,54 0,41 41

40 A fizikai szimulációs kísérletsorozatot a GLEEBLE 1500-as berendezés segítségével hajtották végre. A vizsgálatok lefolytatásához 10x10x70 mm-es próbatesteket munkáltak ki, amelyet t8/5= 5 s-os hűlési idővel vizsgáltak, a t8/5= 30 s-os hűlési idővel történő vizsgálathoz pedig 10x10x90-es próbatesteket munkáltak ki. A durvaszemcsés, interkritikus, valamint az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávokat szimulálták, t8/5= 5 s és 30 s hűlési idők felhasználásával. A szimulált mikroszerkezeteket ezután metallográfiailag jellemezték, keménység-, és törésmechanikai vizsgálatokat, valamint Charpy-V ütővizsgálatot végeztek rajtuk. A szimulált hőhatásövezeti sávokhoz tartozó ütési és törési szívósság átmeneti hőmérsékleteit a 24.és 25. ábrák tartalmazzák [30]. 24. ábra Az 500 TM 1 és 500 TM 2 jelölésű acélok 27 J Charpy-V ütőmunkájához tartozó átmeneti hőmérsékletek [30] A vizsgálati eredményekből megállapították, hogy a nagyobb hőbevitellel hegesztett kötések gyengébb szívóssággal rendelkeztek, mint a kis hőbevitellel készítettek, és a T0,1mm törési szívósságához tartozó átmeneti hőmérséklet kritikusabb volt, mint a T27J átmeneti hőmérséklet [30]. 42

41 25. ábra Az 500 TM 1 és 500 TM 2 jelölésű acélok törési szívósságához tartozó átmeneti hőmérsékletek [30] A nagy hőbevitelnek kitett próbatestek közül a kis karbontartalmú, titánnal mikroötvözött 500 TM 1 jelű acél ütési és törési szívóssága jobb volt, mint a nagyobb karbontartalmú, titánötvözés nélküli 500 TM 2 jelű acélé, amelyben az interkritikusan újrahevített szemcsedurvulási sáv alacsony szívósságát a szemcsedurvulás, és a M-A alkotók okozták. A 26. ábra a kísérletsorozat során előállított interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv szövetszerkezetét szemlélteti [30]. 26. ábra A kísérletsorozat során előállított interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv szövetszerkezete: a) 500 TM1, b) 500 TM 2, Nital [30] 43

42 Edzett nagyszilárdságú acélok hőhatásövezeti sávjainak keménységprofiljai A hegeszthetőségi és megmunkálhatósági tulajdonságok romlása nélkül elvégzett gyártástechnológiai költségcsökkentésére való törekvés segítette elő a direkt edzett acélok kifejlesztését, alternatívát nyújtva a hagyományos Q+T acélok felhasználásának. Ezeknek az acéloknak a gyártásakor a meleghengerlést követően közvetlenül intenzív hűtés alkalmazásával edzésnek vetik alá a lemezeket, amit követően egy jóval az A1 hőmérséklet alatti alacsony hőmérsékletű megeresztés követ. Ezeknek az acéloknak a szövetszerkezete tisztán martenzites és bainites, a megeresztés hiánya miatt pedig kiválások alig fordulnak elő a szövetszerkezetben. A szóban forgó anyagminőségek karbonegyenértéke az ismert többi nemesített nagyszilárdságú acélhoz képest jóval kisebb, mivel csekély karbontartalmuk mellett egyáltalán nem tartalmaznak krómot és molibdént [3]. A direkt edzett acélok azonban hajlamosak kilágyulni a 450 ºC és 850 ºC közötti csúcshőmérsékletű interkritikus és szubkritikus szemcsedurvulási sávokban. Ennek oka a martenzites mikroszerkezetű alapanyag megeresztésének köszönhető. Az acél kémiai összetételének hatása a hőhatásövezeti zóna keménységére a csúcshőmérséklettel változik. Az ötvözők hatása a martenzit keménységére ismert a hagyományos megeresztési folyamat során, példának okáért erős karbidképzők hátráltathatják a megeresztési folyamatot [31]. Az ötvözők hatásáról azonban kevesebb információ áll rendelkezésre, ha a hőhatásövezeti zónában lejátszódó rövid hőciklusokat vesszük figyelembe. A következő tanulmányban a kutatók GLEEBLE szimulációk segítségével határozták meg a karbon, mangán, nikkel, molibdén és nióbium ötvözőknek az alapanyag és hőhatásövezeti sávok keménységére gyakorolt hatásait [32]. Az edzett acélok hőhatásövezeti zónájának keménységét hét acéltípus segítségével vizsgálták, melyek kémiai összetételét a 11. táblázat tartalmazza. Az acélokat 920 ºC-on 30 percen keresztül újra-ausztenitesítették, majd vízben edzették, mielőtt a szimulációt végrehajtották volna rajtuk. Hat mm átmérőjű, és 90 mm hosszú hengeres próbatesteket szorítottak megközelítőleg 200 N-os erővel a befogópofák közé a vizsgálatok során. Az A1 és A3 hőmérsékleteket a JMatPro szoftver segítségével határozták meg [32]. 44

43 11. táblázat A vizsgált acélok százalékos kémiai összetétele [32] Alapanyag C [%] Mn [%] Ni [%] Mo [%] Nb [%] Cr [%] Cu [%] Si [%] V [%] Ti [%] Al [%] B [%] A1 [ºC] A3 A 0,150 1,06 0,25 0,005 0,002 0,99 0,380 0,296 0,062 0,024 0,011 0, B 0,095 1,09 0,25 0,465 0,003 1,00 0,427 0,299 0,056 0,019 0,005 0, C 0,153 0,61 0,16 0,482 0,002 0,99 0,386 0,299 0,063 0,028 0,013 0, D 0,096 1,10 0,27 0,002 0,034 1,01 0,430 0,302 0,060 0,019 0,004 0, E 0,144 0,60 1,40 0,006 0,033 1,00 0,389 0,298 0,063 0,025 0,004 0, F 0,094 0,63 1,46 0,497 0,036 1,01 0,437 0,309 0,059 0,018 0,004 0, G 0,148 1,10 0,27 0,495 0,034 1,00 0,434 0,304 0,059 0,029 0,006 0, A fizikai szimulációkat különböző csúcshőmérsékleteken folytatták le, hogy a hőhatásövezeti zóna különböző sávjait szimulálják. A hevítési sebességet (HR), a hőntartási időt (tp), valamint a csúcshőmérsékletet (Tp) a Rosenthal 2D hőciklusmodell segítségével határozták meg. Hűlési időnek t8/5 = 12 s került meghatározásra. A durvaszemcsés sávot Tmax = 1350 ºC-os, a normalizált sávot pedig Tp= 1000 ºC-os csúcshőmérsékletek alkalmazásával szimulálták. A szubkritikus sávban lezajló megeresztési folyamat hatásai Tmay = 700, 600, 500, 400, és 300 ºC hűlési idők segítségével szimulálták. Hat-hat HV10 keménységmérést végeztek mindegyik próbatest keresztmetszetén, majd az eredményeken szoftver segítségével regressziós analízist végeztek. A fizikai szimuláció paramétereit a 12. táblázat tartalmazza [32]. 12. táblázat A GLEEBLE szimuláció paraméterei [32] Tmax [ºC] HR [ºC/s] tmax [s] , , ,

44 A keménység középértékét a csúcshőmérséklet függvényében a 0,15% és 0,1% karbontartalmú acélok esetében a 27. és 28. ábrák szemléltetik. Megállapítható, hogy általában a teljesen martenzites alapanyag rendelkezik a legnagyobb keménységgel. A durvaszemcsés és normalizált sávok alapvetően egyaránt nagy keménységgel rendelkeznek, azonban keménységük nem éri el az alapanyagét. A leglágyabb pozíciók a keménységprofilban Tmax= 700 vagy 800 ºC-nál alakultak ki, az edzett martenzit megeresztődése következtében. Keménység [HV10] A hőhatásövezeti sáv csúcshőmérséklete [ C], valamint az alapanyag (BM) 27. ábra A szimulált próbatestek keménységprofiljai 0,15% C-tartalmú acélok esetén [32] Keménység [HV10] A hőhatásövezeti sáv csúcshőmérséklete [ C], valamint az alapanyag (BM) 28. ábra A szimulált próbatestek keménységprofiljai 0,1% C-tartalmú acélok esetén [32] 46

45 A különböző ötvözők keménységre gyakorolt hatását lineáris regresszió segítségével becsülték meg. A vizsgálat célja az volt, hogy lehetőséget biztosítson a direkt edzett, nem-megeresztett acélok hőhatásövezeti zónájában kialakuló kilágyulás vegyi összetételből történő előrejelzésére, az ötvözők hatásának elemzésére. A kilágyulás mértéke Tmax= 700 ºC és 800 ºC csúcshőmérsékletnél a legjelentősebb, ami a vegyi összetétel alapján a következőképpen becsülhető [32]: ΔHV(700 C) = HV(BM) HV(700 C) = C+30Mn+18N-44Mo-104Nb, (2) ΔHV(800 C) = HV(BM) HV(800 C) = C-53Mn-28Ni-81Mo-1111Nb, (3) ahol az ötvözőelemek tömegszázalékban értendők. Az egyenletek megmutatták, hogy az ausztenit-stabilizáló ötvözők, mint a karbon, mangán és nikkel hatása módosul, ahogy a Tmax csúcshőmérséklet 700 ºC-ról 800 ºC-ra változik. A szubkritikus hőhatásövezeti sávban (700 ºC) a kilágyulás csökkenthető a karbon-, mangán-, és nikkeltartalom alacsonyan tartásával. Ennek oka, hogy az ötvözőelemek nagyobb befolyással bírnak az edzett martenzit keménységére, mint a Tmax= 700 ºC-on megeresztettére. A szóban forgó ötvözőelemek ellentétes hatása a 800 ºC-on kialakuló nagyobb mennyiségű ausztenit lehűlése után létrejövő friss martenzit kialakulásánál jelentkezik. A tanulmány során vizsgált ötvözők közül mindegyik előnyös hatással bír a 800 ºCon bekövetkező kilágyulás csökkentésére. Ennek ellenére a kilágyulás mértéke általában 700 ºC-on a legjelentősebb. Ebben az esetben a magas karbon-, mangán-, és nikkeltartalom hátrányosan hat a kilágyulásra, míg a nióbium és különösen a molibdén csökkenti a kilágyulás mértékét. A molibdén előnyös tulajdonságai 400 ºC-on tapasztalhatóak a legjelentősebben, míg a nióbium hatása statisztikailag nem számottevő 700 ºC-os csúcshőmérséklet alatt [32]. Ezeknek a direkt edzett szerkezeti acéloknak az érdekessége, hogy kilágyulás tapasztalható a durvaszemcsés sávban, Tmax= 1350 ºC csúcshőmérsékleten. A vizsgálati eredmények azt mutatják, hogy a nióbiumtól eltekintve az összes vizsgált ötvözőelem csökkentette a kilágyulást. Ez a kilágyulás azonban sokkal kisebb mértékű, mint 700 ºC-on vagy 800 ºC-on. Ennek ellentétje igaz a normalizálási sávra, ahol Tmax = 1000 ºC-on az ausztenit-stabilizálók növelték, míg a nióbium csökkentette a kilágyulás mértékét [32]. 47

46 3. TÖBBSOROS VARRATFELÉPÍTÉS FIZIKAI SZIMULÁCIÓS KÍSÉRLETSOROZATA Az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetben folyamatban lévő kutatások részeként a fizikai szimulációs kísérleteinkben a fő célkitűzés a többsoros varratfelépítésre jellemző interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv szimulációja, valamint ezen sáv tulajdonságainak vizsgálata volt. A szimulációs kísérletsorozat végrehajtását megelőzően a szükséges bemeneti paraméterek minél pontosabb meghatározása döntő fontosságú a fizikai szimuláció megfelelőségének szempontjából, hiszen a cél a valós hőhatásövezeti sáv tulajdonságait minél inkább megközelítő hőhatásövezeti sáv létrehozása. A kísérletsorozat megtervezése magában foglalta a hőciklus modell kiválasztását, a megfelelő csúcshőmérsékletek, illetve hűlési idők megválasztását. A GLEEBLE 3500 termo-mechanikus szimulátor QuickSim elnevezésű szoftvere a szükséges paraméterek megadása után automatikusan létrehozza a hőciklus előállításához szükséges számítógépes programot, amely a szimulációs folyamat belső szabályozását vezérli. Mivel azonban a GLEEBLE csak a hűlési szakaszt állítja elő az előzetesen megadható, konstans hőfizikai jellemzőkkel, ezért a pontos szabályozhatóság érdekében a kísérletsorozat elvégzése során manuálisan írtuk meg a szükséges programokat, amelyek már a hőciklusok hevítési részét is tartalmazták. 3.1 Hőciklus modell kiválasztása A QuickSim szoftverben több, a hegesztési hőciklus előállítására képes modell is a rendelkezésünkre áll (pl. Hannerz, Rosenthal, Rykalin). Választásunk a vastagabb lemezekre érvényes háromdimenziós hővezetést leíró Rykalin-3D modellre esett, amely lényegében egy félvégtelen test felületén lévő pontszerű hőforrás által létrehozott hőmérsékletmezőt ír le. Ennél az úgynevezett nagytestmodellnél a háromdimenziós hővezetés dominál, a felületi hőátadás csekély jelentőségű [12] Rykalin-3D hőciklus modell elméleti háttere A fémben végbemenő hőterjedési folyamatok elméletét a hőforrások sajátosságai alapján vezették le. A hegesztés során a hővezetés több tényező együttes hatásától függ. Hegesztés során a hőforrások (láng, villamos ív) által bevitt hő az alapanyag felületének csupán kis részét érinti, a fémben a hővezetés 48

47 folyamán terjed szét, amely függ a hőforrás hőáramsűrűségétől, a fém hővezetőképességétől, valamint a fémfelület és a környezet hőcseréjétől [33]. Hőterjedés során a határfelületek a hő számára áthatolhatatlanak, vagy a környezetnek adják le azt. Hegesztés során a hőterjedési folyamatok a fém forrpontjához közel eső és a környező közeg hőmérséklete között folynak le. A valóságban a fém hőfizikai jellemzői (pl.: fajhő, hővezetési tényező) és a felületi hőátadási tényező a hőmérséklet függvényei, az elmélet megalkotása során azonban állandónak tételezték fel ezen értékeket, valamint a fázis- és szövetátalakulások hőhatásait (látens hő) figyelmen kívül hagyták [33][34]. A hőterjedési folyamatában ívhegesztés során három időszak különböztethető meg: 1) Hőtelítődési időszak: a hőmérséklet tovább nő a hőforrással együtt mozgó mezőben. 2) Határértéket jellemző kvázistacionér állapot: az állandó sebességgel mozgó, állandó teljesítményű hőforrással együtt mozgó mező, a hőforrás hatása után megállapodik. 3) Hőmérséklet kiegyenlítődése: azon pontok, melyek hőmérséklete megközelítette a hő terjedés határértékét a hőforrás megszűnése után gyorsan hűlni kezdenek, míg azon pontok hőmérséklete, melyekre a hőforrás hője nem volt hatással a hőkiegyenlítődés hatására növekednek [33]. A villamos ív közvetlenül a munkadarab egy kis felületével érintkezik. Ha a modell elméletének kidolgozása során figyelembe vesszük a munkadarab felületén az ív hőeloszlását illetve az ívfolt véges méreteit, a hőmérséklet eloszlásában csupán közvetlenül az ívvel határos övezetben történik változás, mely hatással van a hőhatásövezet alakjára, méretére, szövetszerkezetére valamint a beolvadási alakra is. Az ív hőmérséklet-eloszlásának hatása a hőforrástól távolodva kevésbé érzékelhető. Ebből kifolyólag a számítás során az ív hőmérséklet eloszlását figyelmen kívül hagyták és a villamos ívre egy állandó Ev J/mm teljesítményű összpontosított hőforrásként tekintettek, mely egy v mm/s állandó sebességgel egyenletesen, egyenes vonal mentén mozog. Ezáltal a hőforrással együttmozgó koordinátákra vonatkozó összefüggés a következőképpen írható le [33]: T( R, x) e 2 R v E ( x R ) v 2 a, (7) melyben a helyvektor R x y z, (8) 49

48 és a az ún. hőmérsékletvezetési tényező a c p. (9) A (7 9) összefüggésekben szereplő jelölések értelmezését a 13. táblázat tartalmazza [35]: 13. táblázat A (7 9) összefüggésekben szereplő mennyiségek Jelölés Ev λ cp ρ v Megnevezés vonalenergia (fajl. hőbevitel) hővezetési tényező fajhő (p=áll) sűrűség hegesztési sebesség Az összefüggés kiszámításához szükséges fizikai tényezők meghatározására különböző szoftverek, valamint a szakirodalom segítségével különböző empirikus és származtatott összefüggések közül is választhattunk. A fizikai tényezők meghatározása mérési úton is lehetséges, azonban ez a módszer sokkal idő- és költségigényesebb, mint az előbb említett lehetőségek. A 29. ábra különböző ajánlásokat tartalmaz az alapanyag hővezetési tényezőjére. A JMatPro 25, valamint JMatPro 600 függvények a JMatPro elnevezésű szoftver által kiszámolt értékeken alapulnak, attól függően, hogy az alapanyag gyártásakor alkalmaztak-e megeresztést. A JMatPro egy olyan szimulációs szoftver, amely különböző ötvözetek fizikai és mechanikai jellemzőit képes kiszámítani a megfelelő paraméterek (pl. vegyi összetétel, szemcseméret stb.) alapján. Egy másik irodalom az alábbi (10) összefüggést javasolja a hővezetési tényező kiszámítására: (0, ,2559*10 *T 1, *10 *T 3, *10 *T ), (10) ahol T [ C] az adott hőmérsékletet jelöli. Az ASM jelölésű ponthalmazok az ASM Handbook vonatkozó kötetének ajánlásait tartalmazzák, a WELDOX 960 E alapanyaghoz hasonló összetételű szerkezeti acélokra vonatkozó hővezetési tényezőkre vonatkozóan. 50

49 29. ábra Különböző ajánlások az alapanyag hővezetési tényezőjére Az összefüggéshez szükséges fizikai jellemzőket hosszas mérlegelés után a JMatPro elnevezésű szoftver segítségével adtuk meg, mivel a különböző forrásokból vett ajánlások összevetését követően ez bizonyult a feladat szempontjából legideálisabb megoldásnak. A fizikai jellemzők meghatározásánál a teljes hőmérséklet spektrumra vett átlagértéküket vettük alapul. Az 14. táblázat a szimuláció során használt hőfizikai jellemzők értékeit tartalmazza. 14. táblázat A szimuláció során alkalmazott hőfizikai jellemzők értékei λ [J/ms C] cp [J/(kg C] ρ [kg/m 3 ] 37,8 690,2 7614,7 Az előmelegítési hőmérsékletet egy közepes vastagságú lemezre meghatározott CET szerinti minimális előmelegítési hőmérsékletre, 150 ºC-ra választottuk, a vonalenergia értékeit pedig a hűlési idők függvényében határoztuk meg [3]. A 150 C kiválasztását az is indokolta, hogy ennek az acélnak a hegesztésekor ez az ajánlott maximális rétegközi hőmérséklet. 3.2 Csúcshőmérsékletek megválasztása A hőhatásövezet szívósság szempontjából legkritikusabb sávjait a durvaszemcsés, az interkritikus, valamint az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok alkotják, ezért a kísérletsorozat során ezekre a sávokra összpontosítottunk. Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv teljes 51

50 hőciklusa a varrat többsoros jellegéből adódóan úgy alakul ki, hogy a szemcsedurvulást elszenvedett alapanyag megeresztődik a következő varratsor interkritikus hőciklusától, ezért ennél a sávnál külön csúcshőmérséklet definiálása nem volt szükséges, hanem a kiválasztott durvaszemcsés és interkritikus sávokhoz tartozó csúcshőmérsékleteket vettük alapul A szemcsedurvulási sáv csúcshőmérsékletét a likvidusz hőmérséklethez közel választottuk meg, hogy a hőhatásövezetben előforduló lehető legnagyobb szemcséket állítsuk elő. Korábbi tapasztalatok alapján figyelembe vettük az alapanyagra meghatározott NST (Nil Strength Temperature) értéket is, amely a zérus szilárdsághoz tartozó hőmérsékletet jelöli. Ezen a hőmérsékleten az anyag lényegében már nem képes terhelést elviselni. Az NST meghatározása szintén a GLEEBLE segítségével történt, a kísérleti eredmények szerint a WELDOX 960 E esetében ez a hőmérséklet 1403,8 C-ra adódik. Az NST hőmérsékletet azért is érdemes figyelembe venni, mert a szimuláció során a hőtágulásból adódóan mindenféleképpen éri mechanikai terhelés a próbatestet [22]. A fent említett szempontok alapján a csúcshőmérsékletet 1350 C-ra választottuk. Az interkritikus sáv csúcshőmérsékletének meghatározásához előzetes szimulációkat végeztünk, mivel az A1 és A3 hőmérsékletek pontos értékei nem álltak rendelkezésünkre, ezek az értékek ráadásul a hevítési sebesség növelésével felfelé tolódnak. Az alapanyag JMatPro segítségével meghatározott ausztenitesítési diagramja segítségével az interkritikus zóna előállítására több lehetséges csúcshőmérsékletet választottunk ki, amelyek a következők voltak: 760, 780, 815 és 850 C. Ezután 5 s-os hűlési idő alkalmazása mellett szimulációkat végeztünk a fent említett csúcshőmérsékletekkel, csiszolatokat készítettünk a próbatestek felületéről, majd pedig ütővizsgálatokat végeztünk, hogy megtaláljuk a legkisebb szívósságú interkritikus sávhoz tartozó csúcshőmérsékletet. Ezek alapján, valamint korábbi előkísérleteink és szakirodalmi példák alátámasztásával az interkritikus sáv csúcshőmérsékletét 775 C-ban határoztuk meg. Tapasztalataink alapján azonban a GLEEBLE gyors hevítési sebesség esetén nem képes pontosan szabályozni a folyamatot, így a tényleges csúcshőmérséklet néhány C-kal meghaladhatja az elméleti csúcshőmérséklet értékét. A fent említett tényezőket figyelembe véve a csúcshőmérsékletet 770 Cra választottuk, amely a szimulációk végrehajtásakor 775 C csúcshőmérsékletű hőciklust eredményezett. 52

51 3.3 Hűlési idők kiválasztása Az SSAB ajánlásai szerint az S960QL acél optimális t8,5/5 hűlési időtartománya 5 15 s, azonban az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetben végzett korábbi hegesztési és szimulációs kísérletek során felmerült, hogy érdemes lenne a gyártó által ajánlott optimális időtartományon kívül eső hűlési idők hatását is megvizsgálni. Ennek megfelelően a vizsgálandó hűlési időket 5 s, 15 s, valamint 30 s-ban határoztuk meg. 3.4 Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv vizsgálati hőciklusai A szükséges hegesztési paraméterek meghatározása után lehetőségünk nyílt a vizsgálati hőciklusok definiálására. A hőciklusokat a témavezetőm által írt Excel program segítségével hoztuk létre. A függvények definiálása után a kapott értékekből megírtuk a hőciklusok előállításához szükséges programokat. A QuickSim szoftver lineáris interpolációt végzett az általunk megadott időhőmérséklet pontpárok között, így megvalósítva a hőciklust. A hőciklusok definiálása, valamint a szükséges QuickSim programok megírása után elvégeztük a tervezett kísérletsorozatot. A WELDOX 960 E lemezből a szabványos Charpy-féle ütővizsgálathoz minimálisan szükséges 10x10 mm keresztmetszetű próbatesteket munkáltunk ki. A próbatestek hosszúságát a GLEEBLE alkalmazási kézikönyvében leírtak (min. 60 mm), valamint korábbi tapasztalataink figyelembevételével 70 mm-re választottuk. A próbatest hosszúságát az elérni kívánt hűlési sebesség alapján ajánlott kiválasztani. Minél hosszabb a próbatest, annál nagyobb felületen érintkezik a befogópofákkal, ebből adódóan intenzívebb hűlést lehet megvalósítani. Az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetben végzett korábbi kísérletek azt igazolták, hogy a kívánt 5 s-os t8,5/5 hűlési idő 70 mm hosszúságú próbatesttel biztonsággal kivitelezhető [35]. Az alábbi ábrák ( ábra) az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv tervezett, valamint megvalósult hőciklusait tartalmazzák a hűlési idő függvényében. 53

52 30. ábra Az ICCGHAZ hőciklusa t8,5/5= 5 s esetén 31. ábra Az ICCGHAZ hőciklusa t8,5/5= 15 s esetén 54

53 32. ábra Az ICCGHAZ hőciklusa t8,5/5= 30 s esetén A hőciklusok közötti hirtelen hőmérsékletcsökkenést a tervezés során az időtakarékosság motiválta. 200 C alatti hőmérsékleten már nem zajlanak számottevő szövetszerkezeti változások az anyagban, valamint e hőmérséklet alatt a hőciklus hűlési szakaszának meredeksége már meglehetősen kicsi, így a vizsgálatok, valamint a kiértékelés racionalizálása érdekében nem szenteltünk külön figyelmet a 200 C alatti hőmérséklettartománynak. Ennek megfelelően a próbatestet 200 C-ig a Rykalin-3D modell szerint hűtöttük, majd az anyagot 200 C-ról 5 s alatt hűtöttük tovább 150 C-ra, ahonnan 5 s-os hőntartást követően a második hőciklusra jellemző Rykalin-3D modell szerint terheltük tovább. Hőhatásövezeti zónánként 7 próbatestet készítettünk, amely a három hőhatásövezeti zónára és négy hűlési időre vonatkoztatva összesen 84 próbatestet jelentett. A sávonkénti 7 próbatestből hármat műszerezett ütővizsgálatra, hármat törésmechanikai vizsgálatok elvégzéséhez, egyet pedig optikai-, valamint elektronmikroszkópos vizsgálatokhoz, továbbá keménységméréshez használtunk fel. A 33. ábrán egy befogott próbatest látható, amelyhez dilatométert és termoelemet csatlakoztattunk. 55

54 Dilatométer Termoelemek 33. ábra Szimuláció elvégzéséhez beszerelt próbatest dilatométerrel és termoelemekkel A próbatestek középső részéhez hegesztett termoelemek feladata az előállítani kívánt hőmérséklet mérése mellett a folyamatos visszacsatolás biztosítása ahhoz a szabályozási folyamathoz, amely révén a hegesztési hőciklus megvalósul. A hűlési szakasz rendszerint nem szabadon a befogópofákban történik, hanem a tervezett és a megvalósuló hőciklus közti különbség függvényében a berendezés szakaszos energiabevitellel hevíti a próbadarabot [35]. A hőmérséklettartománytól függően többféle termoelem is létezik. Annak ellenére, hogy egy durvaszemcsés övezet esetén a csúcshőmérséklet 1200 ºC feletti értéket is elérheti, a kísérletsorozat elvégzése során mindegyik hőhatásövezeti sáv előállításához K típusú, NiCr-Ni termoelemet alkalmaztunk. Korábbi tapasztalatok alapján a nagyobb hőmérsékletekhez ajánlott R típusú PtRh-Pt termoelemek a vizsgálat szempontjából fontos ºC tartományban, a kis termofeszültség miatt komoly szabályozási problémákat okoztak [35]. A termoelemek felhegesztése egy speciális, erre a célra kifejlesztett hegesztő célgép segítségével történt. 56

55 4. ANYAGVIZSGÁLATI EREDMÉNYEK A próbatestek középső részén előállított hőhatásövezeti sávok létrehozása után lehetőségünk nyílt a hegesztési paraméterek hatását célzó különböző anyagvizsgálatok elvégzésére. A 34. ábrán egy próbatest látható, amelyet a fizikai szimulációs kísérletsorozat során hoztunk létre. A próbatesten jól megfigyelhető a hőciklusnak kitett tartomány szélessége. 34. ábra Egy, a fizikai szimulációs kísérletsorozat során létrehozott próbatest 4.1 Optikai és elektronmikroszkópos vizsgálatok A mikroszkópos vizsgálatok elvégzéséhez az előzőleg lecsiszolt és polírozott próbatestek felületét 2%-os Nital marószer alkalmazásával marattuk meg. A 35. és 36. ábrán az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv szövetszerkezete látható a hűlési idő függvényében, N = 500x nagyításban. 35. ábra Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv szövetszerkezete 5s hűlési idő esetén (N = 500x, Nital) 57

56 36. ábra Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv szövetszerkezete 15 és 30 s hűlési idő esetén (N = 500x, Nital) A durvaszemcsés sáv szövetszerkezete döntő mértékben megeresztett martenzitből áll, azonban hosszú, t8,5/5=30 s-os hűlési idő esetén már számottevő bainit is megfigyelhető a durvaszemcsés martenzit mellett. A keménységvizsgálati eredményeinkből megállapítható, hogy a keletkező martenzit keménysége eléri, valamint a hűlési idő függvényében meg is haladhatja a 400 HV keménységet. A második hegesztési hőciklus eredményeként a keletkezett durvaszemcsés martenzit megeresztődik, keménysége lecsökken, miközben a szemcsehatáron lezajlik a γ-α átalakulás, melynek eredményeképpen egy meglehetősen rideg, finom martenzites szövetszerkezet jön létre, melynek keménysége a vizsgálataink alapján jelentősen meghaladja a 400 HV-t, esetenként azonban az 500 HV keménységet is elérheti. Ezek az ausztenitesedett részek esetenként a szubszemcsehatárokon is megfigyelhetőek. Továbbá, az optikai mikroszkópos felvételeket tanulmányozva megállapítottuk, hogy a hűlési idő növelésével a durvaszemcsés övezetben lévő szemcsék mérete is megnövekedett. A szemcsehatáron lévő átalakult részekben a martenzit és ausztenit mennyiségét a LePera maratás segítségével lehet pontosan kimutatni. Az elektronmikroszkópos vizsgálatot ZEISS EVO MA10 típusú pásztázó elektronmikroszkóp segítségével végeztük el. A vizsgálandó felületeket a vizsgálat előtt vákuum-gőzölés segítségével egy vékony, egyenletes aranyréteggel borítottuk be, mivel a felületre felvitt arany javítja a felület vezetési tulajdonságait, ezáltal szebb és pontosabb képet eredményez a vizsgálat során. A 37. ábrán az S960QL nemesített nagyszilárdságú acél elektronmikroszkópos képe látható 2000x nagyításban. 58

57 37. ábra Az alapanyag szövetszerkezete (N = 2000x) Az elektronmikroszkópos vizsgálat során a 15 s-os hűlési idő esetén kialakult interkritikus, valamint interkritikusan megeresztett durvaszemcsés hőhatásövezeti sávokhoz tartozó próbatestek szövetszerkezetét tanulmányoztuk Szövetszerkezet vizsgálata elektronmikroszkóppal 38. ábra Az interkritikus sáv szövetszerkezete (N=2000x) A 38. ábrán látható interkritikus sáv szemcsehatárain jól láthatóak az ausztenitesedett részek, mivel az egyfázisú szövetelemek kevésbé maródnak, mint a heterogén, megeresztett szövetszerkezet. Ezek a részek szintén megfigyelhetők az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv szemcsehatárain is, ahol a megeresztett martenzit jobban maródott, mint a szemcsehatáron lévő finom tűs szerkezetű martenzit szigetek (39. ábra). 59

58 39. ábra Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv szövetszerkezete (N=1500x) 4.2 Ütővizsgálat Szabványos Charpy-V bemetszést készítettünk, majd az alapanyagra előírt -40 C hőmérsékleten elvégeztük az ütővizsgálatokat. A különböző hőhatásövezeti sávok ütőmunkáinak átlagos értékeit a 40. ábra tartalmazza. 40. ábra A vizsgált hőhatásövezeti sávok szívóssága -40 C-on A fekete színnel jelölt szakaszok alsó és felső értéke a három mérésből álló sorozat legkisebb és legnagyobb értékeit, míg az oszlopok a mérések 60

59 átlagértékeit jelölik. Az alapanyagra vonatkozó követelmény szerint (MSZ EN ) a vizsgálat tárgyát képező WELDOX 960 E acélnak -40 C-on minimum 27 J ütőmunkát kell teljesítenie. Az interkritikus sáv szívósság szempontjából rendkívül kritikusnak mondható. A sávhoz tartozó próbatestek közül csak a t8,5/5 = 15 s-hoz tartozó próbatestek teljesítették a megkövetelt 27 J ütőmunkát. Ebben az esetben is a legalacsonyabb ütőmunka érték mindösszesen 27 J volt. Az 5 s-os hűlési idő esetén az intenzív hűtés kedvez az ausztenitesedett részek martenzites átalakulásának, amely a ridegséget magyarázza, míg t8,5/5 = 30 s-nál a hűlési idő elég nagy ahhoz, hogy több karbon legyen képes az ausztenitesedett részekbe diffundálni, amely szintén a martenzit keletkezésének kedvez. A durvaszemcsés sáv esetében a hűlési időtől függetlenül nagy szórási együtthatókat tapasztaltunk. Míg 5 s-os hűlési idő esetén két próbatest ütőmunkájának értéke 31 és 30 J volt, addig a harmadik próbatest 46 J ütőmunkát eredményezett. A 15 s-os hűlési idő esetén az ütőmunka értékei 17 J, 20 J és 35 J voltak, a 30 s-os hűlési idővel szimulált próbatesteknél pedig az 54 J, valamint az 55 J ütőmunkák értékei mellett a harmadik próbatest csak 24 J ütőmunkát produkált. A durvaszemcsés sáv ütővizsgálati eredményeinek pontosítása érdekében további ütővizsgálatokat tervezünk elvégezni. A kiugró értékektől eltekintve megállapítható, hogy a durvaszemcsés sáv esetében a 15 s-os hűlési időhöz tartozó próbatestek eredményezték a legkisebb ütőmunkát. Az előbb említett jelenség oka a szövetszerkezeti változásokban keresendő. Szívósság szempontjából a legkritikusabb sávot az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv jelentette, amelynek átlagos ütőmunka értékei mindhárom esetben elmaradtak a megkövetelt minimum szinttől. Az 5 és 15 s-os hűlési idővel szimulált próbatestek közül egyetlen próbatestnek sem sikerült teljesítenie a megkövetelt 27 J ütőmunkát, a 30 s-os hűlési idővel készült próbatestek közül is csupán egy teljesítette az előírt követelményt. Érdemes azonban kiemelni, hogy a szimulációval előállított hőhatásövezeti zónák szívóssága rendszerint kisebb, mint a valós hegesztett kötés hőhatásövezetében mért szívósság. Ennek oka, hogy szimulációval a kívánt zónákat olyan méretben állítjuk elő, amely jelentősen meghaladja a tényleges hegesztett kötésben mért kiterjedésüket [12]. Megállapítható, hogy az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv esetében a hűlési idő növelésével nőtt az anyag szívóssága. A könnyebb átláthatóság érdekében az ütővizsgálat eredményeit táblázatos formában a 15. táblázat tartalmazza, a 41. ábrán pedig a vizsgálatok során használt Heckert PSd 300/150 típusú ütővizsgálati berendezés látható. 61

60 Hőhatásövezeti sáv 15. táblázat Az ütővizsgálatok eredményei próbatest száma Ütőmunka, CVE [J] -40 C t8,5/5 = 5 s t8,5/5 = 15 s t8,5/5 = 30 s CGHAZ Ütőmunka átlagértéke ICHAZ Ütőmunka átlagértéke ICCGHAZ Ütőmunka átlagértéke ábra Heckert PSd 300/150 típusú ütővizsgáló berendezés Az ütővizsgálat elvégzése után a próbatestek töretfelületét is megvizsgáltuk. A 42. ábrán az alapanyag töretfelülete, valamint az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávhoz tartozó próbatestek töretfelületei láthatóak. A 62

61 töretfelületeket megvizsgálva megállapítható, hogy az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávhoz tartozó próbatestek jelentősen ridegebben törtek, mint az alapanyagból kimunkált próbatestek, amely alátámasztja az ütővizsgálat során kapott eredményeket. A durvaszemcsés, valamint interkritikus sávokhoz tartozó próbatestek töretfelületeit a 2. számú melléklet tartalmazza. alapanyag t 8,5/5 =5 s t 8,5/5 =15 s 42. ábra Az alapanyag szívós töretfelülete, valamint interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv különböző hűlési idejéhez tartozó próbatestek ridegen tört felületei (T = -40 ºC) Töretfelület vizsgálata elektronmikroszkóppal t 8,5/5 =30 s A különböző sávokhoz tartozó próbatestek töretfelületeit elektronmikroszkóp segítségével is megvizsgáltuk. A 43. ábra az alapanyag töretfelületét, a 44. ábra pedig a durvaszemcsés sávhoz tartozó próbatest töretfelületét tartalmazza. 63

62 43. ábra Az alapanyag töretfelülete (N=250x) Az alapanyag töretfelületét megvizsgálva megállapítható, hogy az a várakozásoknak megfelelően döntően szívósan tört. 44. ábra A durvaszemcsés sávhoz tartozó próbatest rideg töretfelülete (N=250x) A durvaszemcsés sávhoz tartozó próbatest töretfelületét tanulmányozva látható, hogy a próbatest meglehetősen ridegen, a síkok mentén tört. 64

63 45. ábra Az interkritikus sávhoz tartozó próbatest rideg töretfelülete (N=250x) A 45. ábrán látható interkritikus sávhoz tartozó próbatest töretfelületén ridegen tört, minimális képlékeny alakváltozás figyelhető meg. A sávra finomabb szemcseméret jellemző, azonban az anyag ridegen, síkok mentén tört. Szemcsehatáron gödröcskék találhatóak, amelyek minimális szívósságra utalnak. A 46. ábra az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávhoz tartozó próbatest töretfelületét tartalmazza. Itt jóval több repedés figyelhető meg, mint az alapanyagban, illetve az interkritikus sávban. Megállapítható, hogy a képlékeny és rideg zónák váltakozva fordulnak elő az anyag keresztmetszetében. 46. ábra Az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávhoz tartozó próbatest rideg töretfelülete (N=350x) 65

64 4.3 Keménységvizsgálat Minden hőhatásövezet esetében 5 lenyomatot készítettünk HV10 vizsgálati terhelés mellett, átlagos keménységet kapva eredményül, mivel ekkora terhelési érték mellett a keletkezett szemcsék mérete miatt a lenyomat több szemcsét érint. A szimulált hőciklusokkal terhelt próbatesteket a termoelemek vonalában ketté fűrészeltük, a felületeken pedig a csiszolást és polírozást követően keménységet mértünk. A vizsgálat eredményeit a 16. táblázat tartalmazza. Hőhatásövezeti sáv 16. táblázat Makro-keménységvizsgálati eredmények Tmax, C 66 Keménység, HV10 t8,5/5 = 5 s t8,5/5 = 15 s t8,5/5 = 30 s ICHAZ CGHAZ ICCGHAZ 1350, Alapanyag A feltételezett kritikus hűlési idő tartomány alsó és felső határértékénél mindegyik hőhatásövezeti sáv teljesítette az MSZ EN szabvány követelményét, amely a 3. anyagcsoportra többrétegű, utólag nem hőkezelt kötésekben 450 HV maximális keménységet enged meg. A várakozásoknak megfelelően a hőhatásövezeti sávok közül a durvaszemcsés sáv viselkedett a legridegebben, 417 HV átlagos keménységgel. Megállapítható, hogy a durvaszemcsés sáv esetében a hűlési idő növelésével csökkent a keménység értéke. Az interkritikus, valamint az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok esetében nem tapasztaltunk számottevő különbséget a különböző hűlési idők átlagos keménységértékei között. Keménység szempontjából az interkritikus sáv eredményezte a legkisebb értékeket, az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv átlag keménységértékei elérték, míg a durvaszemcsés sáv átlag keménységértékei meghaladták az alapanyag keménységét. Az átlagos keménység meghatározása mellett megvizsgáltuk az ausztenites átalakuláson átesett részek, valamint az eredeti szövet keménységét is. A vizsgálatokat egy Mitutoyo HVK mikrokeménységmérő berendezésen végeztük el a gépen előállítható legkisebb vizsgálati terhelés (0,01 kp) mellett. A vizsgálat elvégzését nehezíti, hogy az alapszövet is rendkívül finom szemcseméretű, ráadásul a megindult ausztenitesedési folyamat miatt az eredeti szövetrészek mérete még kisebb lesz, így a mikrokeménységmérő berendezéssel nehézséget jelent a lenyomatot a megfelelő tartományban elkészíteni. További nehézséget

65 jelentett, hogy a berendezésen alkalmazható maximális nagyítás 400x. A vizsgálat eredményeit a 17. táblázat tartalmazza. 17. táblázat Mikro-keménységvizsgálati eredmények Hőhatásövezeti sáv lenyomat Keménység, HVM0,1 helye t8,5/5 = 5 s t8,5/5 = 15 s t8,5/5 = 30 s szemcsehatár ICHAZ szemcse belseje szemcsehatár ICCGHAZ szemcse belseje Alapanyag A mikrokeménység-vizsgálati eredményeket elemezve megállapítható, hogy a vizsgált hőhatásövezeti sávok esetén a hűlési idő növekedésével a szemcse belsejének átlagkeménysége csökkent a szövet megeresztődése miatt. Sikerült továbbá kimutatnunk, hogy az ausztenitesedett részek keménysége jelentősen meghaladta az alapanyagét, akár 500 HV keménységet is elérve, amely rendkívül rideg, martenzites szövetszerkezet jelenlétére utal, amely hálóként veszi körbe a kilágyult durva szemcséket az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávban. A részletes keménységvizsgálati eredményeket a 3. számú melléklet tartalmazza. 67

66 ÖSSZEFOGLALÁS A nemesített nagyszilárdságú acélok alkalmazása számos előnnyel jár, azonban hegesztésükkor a hagyományos szerkezeti acélokhoz képest eltérő hegesztési koncepcióra van szükség. Ezen anyagminőségek hegesztéstechnológiájának tervezésekor a hegesztési paramétereket célszerű a hőhatásövezetben bekövetkező, döntően kedvezőtlen változások figyelembevételével meghatározni. Az optimális hegesztési paraméterek meghatározásában nyújt segítséget a fizikai szimuláció, amellyel lehetővé válik nagy mennyiségben homogén, egyetlen szövetszerkezettel rendelkező anyagmintát előállítani, és különböző anyagvizsgálatokkal képesek vagyunk elemezni a hőhatásövezetben lévő, eltérő mikroszerkezettel rendelkező sávok sajátosságait. Az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézetben folyamatban lévő kutatások keretében fizikai szimulációs kísérletek elvégzésével előállítottuk a nemesített nagyszilárdságú acélok egysoros varratfelépítésére jellemző, védőgázas fogyóelektródás ívhegesztés során kialakuló kritikus hőhatásövezeti sávjait, a durvaszemcsés, valamint az interkritikus hőhatásövezeti sávokat, továbbá a többsoros varratfelépítésre jellemző interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávot. A fizikai szimulációval létrehozott próbatesteken ezután különböző anyagvizsgálatokat végeztünk. Szívósság szempontjából az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv bizonyult a legkritikusabbnak, érdemes azonban megjegyezni, hogy ez a sáv csupán lokális jelleggel fordul elő a hegesztett kötésben, míg az interkritikus sáv a lemezvastagság teljes keresztmetszetében megjelenik, amely bár nem annyira alacsony, de közel azonos ütőmunkát eredményezett, mint az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sáv. A durvaszemcsés sáv szívósságának pontosabb meghatározásához további vizsgálatok szükségesek, azonban megállapítható, hogy a 30 s-os hűlési időhöz tartozó próbatestek ütőmunkája sokkal kedvezőbb volt, mint az 5 és 15 s-os hűlési időhöz tartozó próbatesteké. A keménységvizsgálatok során a vizsgált t8,5/5 hűlési időintervallumban minden hőhatásövezet keménysége kisebb volt, mint az MSZ EN szabvány 3. táblázatában szereplő 450 HV határérték. A várakozásoknak megfelelően a hőhatásövezeti sávok közül a durvaszemcsés sáv keménysége volt a legnagyobb, a hűlési idő növelésével azonban csökkent a keménység értéke. Az interkritikus, valamint az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok esetében nem tapasztaltunk számottevő különbséget a különböző hűlési idők 68

67 átlagos keménységértékei között. Keménység szempontjából az interkritikus sáv eredményezte a legkisebb értékeket, mind a durvaszemcsés, mind az interkritikusan megeresztett durvaszemcsés sávok átlag keménységértékei meghaladták az alapanyag keménységét. A mikrokeménység-vizsgálati eredményeket elemezve megállapítottuk, hogy a vizsgált hőhatásövezeti sávok esetén a hűlési idő növekedésével a szemcse belsejének átlagkeménysége csökkent a szövetszerkezet megeresztődésének következményeképpen. Sikerült továbbá kimutatnunk, hogy az interkritikus sávok esetében az ausztenites átalakulás átesett részek keménysége jelentősen meghaladta az alapanyagét, akár 500 HV keménységet is elérve, amely finom, tűs martenzites szövetszerkezet jelenlétére utal. 69

68 SUMMARY The application of (Q+T) high strength steels carries many advantages, but on the other hand, a different welding concept from the conventional high strength steels is needed to weld these materials successfully. During the determination of the welding parameters for the welding technology of these steels, the disadvantageous microstructural changes in the HAZ should be taken into consideration in order to determine the optimal welding lobe for this steel grade. Physical simulation offers a great assistance in the determination of the optimal welding parameters. Due to the narrow extent of HAZ, by the application of the conventional material testing methods, we have only limited opportunities to analyse its properties. Nevertheless, by the application of physical simulation, we are able to reproduce the different HAZ areas in the whole volume of the test specimen in laboratory environment. Then, the simulated HAZ area can be examined with conventional material testing methods (almost) without dimensional limitations. During our research work in the Institute of Materials Science and Technology, the most critical (in the matter of toughness) HAZ areas, the coarsegrained and intercritical heat-affected zones (formed in single-pass welded joints), and the intercritically reheated coarse-grained zone (formed in multi-pass welded joints) were reproduced by physical simulation for the welding lobe of GMAW applying t8,5/5 cooling times between 5 and 30 s. The properties of these heat-affected zones were analysed by optical and scanning electron microscopes, hardness test and Charpy V-notch impact test. In the matter of toughness, the intercritically reheated coarse-grained zone proved to be most critical zone, however, it s very important to notice, that the presence of this zone has only a local nature in the weld. The intercritical heat affected zone, however, appears in the whole cross section of the plate, and its toughness is almost as critical as the toughness of the intercritically reheated coarse-grained zone. For the more accurate determination of the toughness of the coarse-grained zone, more test series will be necessary, nonetheless it s still noticeable, that the impact strength of the test specimens made with 30 s t8,5/5 cooling time was much more prosperous, than the impact strength of the specimens made with 5 s and 15 s t8,5/5 cooling times. During the macro-hardness test, every heat-affected zone in the examined t8,5/5 cooling intervals produced lower average hardness values than the upper 70

69 limit (450 HV), maximized by the MSZ EN ISO standard. As it was predicted, the coarse-grained zone produced the highest average hardness values, but this hardness has decreased by the increase of cooling time. The microhardness test has shown that the average hardness of the interior parts of the grains have decreased by the increase of cooling time. We have also been able to detect that the hardness of the brittle martensitic parts with retained austenite reaching 500 HV. 71

70 KÖSZÖNETNYILVÁNÍTÁS Ezúton szeretném köszönetemet nyilvánítani mindazoknak, akik hozzájárultak diplomamunkám elkészüléséhez. Köszönet illeti az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézet munkatársait, akik tanácsaikkal és munkájukkal segítettek abban, hogy a diplomamunkám elkészüljön. Kiemelt köszönetet szeretnék mondani Gáspár Marcell témavezetőmnek, aki szakmai segítsége mellett folyamatos bíztatásával és iránymutatásával is segítette munkámat. Köszönet illeti továbbá a tanszék műhelyében dolgozó szakemberek, illetve a laborban dolgozók munkáját, akik lehetővé tették a kísérletek végrehajtását, illetve azok kiértékelését. A diplomatervben ismertetett kutató munka a TÁMOP B-10/2/KONV projekt eredményeire alapozva a TÁMOP-4.2.2/A-11/1-KONV jelű projekt részeként az Új Széchenyi Terv keretében az Európai Unió támogatásával, az Európai Szociális Alap társfinanszírozásával valósult meg. 72

71 Irodalomjegyzék [1] Gáspár M., Balogh A.: A hegesztési paraméterek hőhatásövezetre gyakorolt hatásának fizikai szimulációval történő vizsgálata S960QL acél esetén, Hegesztéstechnika I., pp [2] Komócsin M.: Nagyszilárdságú acélok és hegeszthetőségük, Hegesztéstechnika ISSN , Miskolc, 2002 [3] Gáspár M., Balogh A.: A hegesztéstechnológiai paraméterablak nagyszilárdságú acélok hegesztésénél, Miskolc, GÉP 63:(11), pp [4] Biró I.: Nagyszilárdságú acélok megmunkálhatóságának vizsgálata, [5] Balogh A.; Prém L.; Gáspár M.: Hegesztett szerkezetek konvencionális és korszerű nagyszilárdságú acéljainak rendszerezése és hegesztési nehézségei, GÉP 64:(8), pp [6] OPTIM QC STRUCTURAL STEELS, [7] Balogh A.; Prém L.: Az acélminőség, a hidegalakítási mérték és a ponthegesztési technológia egymásra hatása, Hegesztéstechnika, XXIV, szám, pp [8] Gáspár M.: A nemesített állapotú nagyszilárdságú acélok hagyományostól eltérő hegesztési megoldásai középvastag lemezeknél, MSc Diplomaterv, Miskolc, 2012 [9] Szunyogh, L.: Hegesztés és rokon technológiák. Kézikönyv, Gépipari Tudományos Egyesület, Budapest, pp [10] Balogh, A.; Gáspár M.: Nagyszilárdságú acélok hegesztésének standardtól eltérő koncepciója, Hegesztéstechnika, 2012/III., pp [11] Balogh A.: Ömlesztő hegesztések előadásjegyzet [12] Gáspár M., Balogh A.: Kritikus sávok a nagyszilárdságú acélok hegesztett kötéseinek hőhatásövezetében, 27. Hegesztési Konferencia, Budapest, május pp [13] Gáspár M.: Nemesített nagyszilárdságú acélok hőhatásövezeti zónáinak előállítása szimulált hegesztési hőciklusok segítségével, Miskolc, 2013, Multidiszciplináris tudományok, 3. kötet, sz., pp [14] S. E. Webster, S. V. Parker, P. E. Di Nunzio: The prediction of HAZ microstructures and properties in structural steel, Luxembourg, 2005, ISBN: [15] Nuruddin, Ibrahim K.: Effect of welding thermal cycles on the heat affected zone microstructure and toughness of multi-pass welded pipeline steels, Cranfield, 2012 [16] Zalazar, M., Quesada, H. J. and Asta, E. P.: Microstructure produced in the welding of steels for wide diameter pipes, Welding International (UK), vol. 14, no. 1, pp [17] Adams, C. M.: Cooling rates and peak temperatures in fusion welding, Welding Journal, vol. 37, no. 5, pp [18] Rojko, D. and Gliha, V.: The Influence of simulated thermal cycle on the formation of microstructures of multi-pass weld metal, Metalurgija, vol. 44, no. 1, pp [19] Calculating cooling time t8/5,

72 [20] Szűcs K.: Fizikai szimuláció a hegesztéstechnológiákban, BSc Szakdolgozat, Miskolc, 2012 [21] DSI Dynamic Systems Inc. homepage, Resources/What is Physical Simulaton?, [22] Kuzsella L., Lukács J., Szűcs K.: Fizikai szimulációval végzett vizsgálatok S960QL jelű, nagy szilárdságú acélon, GÉP, LXIII. évf. 4. sz., pp [23] Ferguson, D.; Chen, W.; Bonesteel, T.; Vosburgh J.: A look at physical simulation of metallurgical processes, past, present and future; Materials Science and Engineering A 499, pp [24] Mandziej S. T.: Physical Simulation of Metallurgical Processes, Dynamic Systems Inc., Hradec nad Moravicí, pp [25] DSI Dynamic Systems Inc. homepage, Products, DSI Gleeble 3500 System, [26] Lukács, J.; Nagy, Gy.; Harmati, I.; Kortárné, F. R.; Koncsik Zs.: Szemelvények a mérnöki szerkezetek integritása témaköréből. Szerk.: Lukács, J. Miskolci Egyetem, ISBN [27] Adonyi Y.: Heat-Affected Zone Characterization by Physical Simulations, Welding Journal, 2006, pp [28] Gleeble Application Note: Simulation of Laser Welding HAZ [29] Bhadesia, H.K.D.H.; Honeycombe, R.W.K.: Steels Microstructure and Properties, Third Edition, Elsevier Linacre House, Jordan Hill, Oxford OX2 8DP, UK, 2006 [30] Laitinen, R.; Porter, D.A.; Karjalainen, L.P.; Leiviskä, P.; Kömi, J.: Physical Simulation for Evaluating Heat-Affected Zone Toughness of High and Ultra-High Strength Steels, Materials Science Forum Vol. 762, Trans Tech Publications, Switzerland, pp [31] E. Biro, J. McDermid, J. Embury and Y. Zhou: Metall. Mater. Trans. A Vol. 41A, pp [32] L. Pentti Karjalainen, David A. Porter and Seppo A. Järvenpää: Hardness Profiles of Quenched Steel Heat Affected Zones, Materials Science Forum Vol. 762, pp [33] Baraté B.: Nagyszilárdságú acélok hegesztésekor a hőhatásövezetben bekövetkező mikroszerkezeti változások vizsgálata fizikai szimulációval, TDK dolgozat, Miskolc, 2013 [34] Rykalin, N. N.: Teplovie processzi pri szvarke, Vipuszk 2, Izdatelsztvo Akademii Nauk SZSZSZR, Moszkva, pp. 56. [35] Gáspár M.: Nagyszilárdságú acélból készült hegesztett kötések hőhatásövezetének vizsgálata fizikai szimulációval, Műszaki- és földtudományi szekció, Tavaszi Szél Konferencia, Sopron, , pp

73 MELLÉKLETEK [M01] Alapanyag szállítási műbizonylat, WELDOX 960 [M02] A durvaszemcsés, valamint interkritikus sávhoz tartozó próbatestek töretfelületei [M03] Részletes makro-, illetve mikrokeménységvizsgálati eredmények 75

74 M01

75 M02/1 A durvaszemcsés sáv különböző hűlési idejéhez tartozó próbatestek ridegen tört felületei (T = -40 ºC) t 8,5/5 =5 s t 8,5/5 =15 s t 8,5/5 =30 s

76 M02/2 Az interkritikus sáv különböző hűlési idejéhez tartozó próbatestek ridegen tört felületei (T = -40 ºC) t 8,5/5 =5 s t 8,5/5 =15 s t 8,5/5 =30 s