Nagyszilárdságú acélból készült hegesztett kötések hőhatásövezetének vizsgálata fizikai szimulációval

Átírás

1 Miskolci Egyetem Gépészmérnöki és Informatikai Kar Gépészmérnöki Szak Nagyszilárdságú acélból készült hegesztett kötések hőhatásövezetének vizsgálata fizikai szimulációval Baraté Boglárka 3900, Szerencs Fürst Sándor u. 8.

2 MISKOLCI EGYETEM University of Miskolc Gépészmérnöki és Informatikai Kar Miskolc-Egyetemváros, H-3515 Gépészmérnöki Alapszak, BSc Anyagtechnológiai Szakirány, Nappali tagozat MECHANIKAI TECHNOLÓGIAI TANSZÉK Department of Mechanical Technology (36) (46) BSc Szakdolgozat Szám: B-AT 01/2013 SZAKDOLGOZAT FELADAT Baraté Boglárka Neptun kód: Z3DXZ4 gépészmérnök jelölt részére A tervezés tárgyköre: Mechanikai Technológiák - Hegesztés A szakdolgozat címe: Nagyszilárdságú acélból készült hegesztett kötések hőhatásövezetének vizsgálata fizikai szimulációval Tervezésvezető: Dr. Balogh András, egyetemi docens Konzulens: Gáspár Marcell Gyula, PhD hallgató A szakdolgozat beadásának határideje: november 22. A feladat részletezése: 1. Készítsen irodalmi áttekintést a nagyszilárdságú szerkezeti acélokról, különös tekintettel a nemesített nagyszilárdságú acélokra! 2. Részletesen mutassa be a nagyszilárdságú szerkezeti acélok hegesztésében rejlő kihívásokat és a hegesztés során felmerülő nehézségeket! Az elemzésben térjen ki a hegesztési hőciklus következményeként a hőhatásövezetben lejátszódó irreverzibilis folyamatokra! 3. Az irodalomkutatás során elmezze a fizikai szimuláció alkalmazási lehetőségeit nagyszilárdságú acélok hegeszthetőségének vizsgálatához, különös tekintettel a GLEEBLE 3500 rendszeren rendelkezésre álló hőhatásövezeti szimulációkra! 4. Mutassa be a hegesztési hőciklus előállításához alkalmazandó hőciklus modellt! A GLEEBLE 3500 fizikai szimulátor HAZ TEST moduljának segítségével állítsa elő a nemesített nagyszilárdságú acélok hőhatásövezetének meghatározó zónáit! 5. Anyagvizsgálati módszerek (keménységvizsgálat, ütővizsgálat, optikai mikroszkóp) segítségével elemezze a próbatesteken előállított hőhatásövezeti zónák tulajdonságait! Miskolc, június 26. Dr. Tisza Miklós tanszékvezető, egyetemi tanár

3 TARTALOMJEGYZÉK 1. NAGYSZILÁRDSÁGÚ SZERKEZETI ACÉLOK Nagyszilárdságú acélok fogalma Nemesítés Acélfejlesztési lehetőségek-ruukki-optim QC NEMESÍTETT NAGYSZILÁRDSÁGÚ ACÉLOK HEGESZTHETŐSÉGE Hidegrepedés Hőhatásövezet Szerkezeti acélok hőhatásövezetének különböző zónái Szemcsedurvulási zóna Normalizált zóna Részleges átkristályosodási zóna FIZIKAI SZIMULÁCIÓ - GLEEBLE Gleeble 3500 rendszer Esettanulmányok Beijing University of Technology S960QL hőhatásövezeti sávjainak előállítása Gleeble Paraméterek megadása: Eredmények: HŐHATÁSÖVEZETI SZIMULÁCIÓ (HAZ TEST) Rykalin-3D hőciklus modell elméleti alapjai Hőhatásövezetek Hőterjedés A hőterjedés szakaszai Hőforrás A villamos ív A hőforrás teljesítménye és mozgási sebessége Kísérleti paraméterek: Szimuláció végrehajtása HŐHATÁSÖVEZETI ZÓNÁK TULAJDONSÁGAI Részlegesen átkristályosodott zóna Normalizált zóna Szemcsedurvult zóna... 46

4 - 1 - BEVEZETÉS Világunk jellemzésére jelenleg az egyik legalkalmasabb jelző szó a folyamatos fejlődés. Fejlődés, mely megállíthatatlan ütemben terjeszkedik minden egyes területen. Ezen területek közé tartozik a gazdaságra ható egyik legnagyobb és leggyorsabban fejlődő iparág, a járműipar, mely a mérnökök számára mindennapi kihívásokat állít elő, mind gyártási, mind kutatási területen. A folyamatosan megjelenő új gazdasági és technológiai, valamint az egyre nagyobb szerepet kapó környezetvédelmi igények hatására folyamatosan új fejlesztési területek kerülnek előtérbe, melyek közé tartozik a nagyszilárdságú acélok megjelenése és a járműiparban történő egyre nagyobb mértékű felhasználása, azon belül is többek között az emelési és anyagmozgatási ágazatban. Elterjedésüket annak köszönhetik, hogy a felhasználói igényeknek megfelelően kiváló szilárdsági jellemzőiknek köszönhetően alkalmazásukkal jelentős sajáttömeg csökkenés érhető el. Ebből adódóan egyre nagyobb szerepet nyernek a nagyszilárdságú acélok, számos lehetőséget nyitva a gépészmérnökök számára kutatás-fejlesztés szempontjából. Úgy vélem, az előbb kifejtettek alapján szakdolgozatom témaválasztása teljes mértékben aktuális. A szakdolgozatom első részében definiálom a nagyszilárdságú acélokat, bemutatom a csoportosításukat, lehetséges felhasználási módjukat illetve részletesen áttekintem az anyagcsoport egyik legnagyobb szilárdságú acéltípusának, a nemesített nagyszilárdságú acélok nem-egyensúlyi szövetszerkezetet eredményező gyártási folyamatát. Ezen kívül bemutatásra kerül egy, az acéltípust továbbfejlesztő vállalat nagyszilárdságú acélja, és annak gyártási folyamata is. A nagyszilárdságú acélok elsősorban teherviselő hegesztett szerkezetek alapanyagaként szolgálnak, ennek okaként kellő figyelmet kell fordítanunk a hegesztési paraméterek hatására bekövetkező változások megismerésére. A hegesztési folyamat során lezajló hőciklus hatására a nem-egyensúlyi, részben megeresztett martenzites szövetszerkezet irreverzibilisen megváltozik, aminek következtében egy rendkívül inhomogén mikroszerkezettel és mechanikai jellemzőkkel rendelkező hőhatásövezet jön létre. Ezért a második fejezetben ezen hőhatásövezeti problémával foglalkozom részletesebben.

5 - 2 - A harmadik és negyedik fejezetben bemutatom az Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézet tulajdonában lévő GLEEBLE-3500 elnevezésű korszerű fizikai szimulátort, különös tekintettel az egyik fontos alkalmazási területei közé tartozó hőhatásövezeti tesztet, mely segítségével lehetőségünk nyílik arra, hogy a hegesztés során létrejövő hőhatásövezeti zónákat az alapanyagból kimunkált próbatesten külön-külön hozzuk létre és vizsgáljuk meg. A hagyományos vizsgálati eljárások, a hőhatásövezet csekély kiterjedéséből adódóan, csak korlátozott lehetőséget biztosítanak a hőhatásövezet tulajdonságainak elemzéséhez, ezért van szükségünk alternatív vizsgálati módszer alkalmazására, mely nem más mint a fizikai szimuláció. Szakdolgozatomban részletesen bemutatom a hőhatásövezeti teszt alapját alkotó hegesztési hőciklus előállításához alkalmazandó hőciklus modellt, valamint a kísérletsorozat előállításához szükséges paraméterek meghatározását és a hőhatásövezeti tesztek végrehajtásának menetét. Végezetül a szimuláció során kialakult szövetszerkezetek tulajdonságainak vizsgálatához alkalmazott mikroszkópi felvételek, keménység- illetve Charpy- féle ütővizsgálat által kapott eredmények értékelését végzem el.

6 NAGYSZILÁRDSÁGÚ SZERKEZETI ACÉLOK Az acél vasalapú ötvözet, mely kiválóan alkalmazható számos terülten, mint például az autó-, építő-, és szerszámiparban. A piacon lévő acéltípusok száma jelenleg meghaladja az ezret, melyek az eltérő gyártástechnológiának, ötvöző összetételnek köszönhetően különböző tulajdonságokkal rendelkeznek az adott felhasználási cél teljes kihasználhatósága miatt. A fellelhető típusok közül az igény egyre inkább az olyan acélok felé tolódott, melyekkel nagyobb teherbírású hegesztett szerkezetek, berendezések állíthatók elő, csekély sajáttömeg mellett. Ennek köszönhetően töltenek be egyre kimagaslóbb szerepet a nagyszilárdságú szerkezeti acélok. Az elmúlt pár évben a negatív gazdasági környezet hatására az európai acélfelhasználás jelentős mértékben csökkent, értve itt az euró övezeti adósságválságot, ill. a Kínában tapasztalt a vártnál erősebb gazdasági lassulást, mely probléma az elmúlt évben megoldódni látszik. A World Steel Association őszi adatai alapján szeptemberben 6,1%-kal több nyersacéltermelés volt az 1 évvel azelőtti adatokhoz képest, mely növekedés jelentős mértékben Kínának köszönhető.[18] A nagyszilárdságú acélok hegesztett szerkezetekben történő egyre gyakoribb felhasználását elsősorban a sajáttömeg csökkentésének köszönhetik, melyet az segít elő, hogy a nagyobb folyáshatárú alapanyag kisebb szelvényvastagság alkalmazását teszi lehetővé (szemléltetése az 1. ábrán). Mindezek miatt csökken a varrat tömege, a hegesztési hozag- és segédanyag mennyisége. Ezáltal mind energiafelhasználás, mind előállítási költség szempontjából előnyös lehet ezen acélok alkalmazása Ezenkívül nem feledkezhetünk meg arról sem, hogy a vékonyabb szelvényméret és csökkentett hegesztési hőbevitel együttes hatása mérsékli a szerkezetben keletkező termikus feszültséget [3]. Számos előnye mellett a nagyszilárdságú acélok alkalmazásának korlátai is vannak. A folyáshatár növelésével az acéllemezek és a hozaganyagok magasabb árkategóriába kerülnek. Növelheti a költségeket, hogy felhasználásuk során nehéz megtalálni a minőségi szempontoknak megfelelő és mindeközben gazdaságos hegesztéstechnológiát. A kisebb szelvényméretnek köszönhetően csökkenthető lenne a hegesztési és előmelegítési idő, azonban a hegesztés utáni kialakuló kedvezőtlen tulajdonságok elkerülése miatt ezen acélok minimális előmelegítési hőmérséklete nagyobb, míg a maximálisan megengedhető rétegközi hőmérséklet kisebb, mint

7 - 4 - hagyományos szerkezeti acélok esetén. Ennek következtében a visszahűlés időszükséglete miatt összességében nem feltétlenül csökken a hegesztési munkaidő. Nehézséget okoz az is, hogy a növekvő szilársági értékekkel az alkalmazható technológiai paraméterablak szűkül. 1. ábra: A varrat keresztmetszet és a folyáshatár közötti kapcsolat [3] hegesztett Fentebb felsorolt előnyös tulajdonságainak következtében, korlátai ellenére is a nagyszilárdságú acélok egyre jelentősebb felhasználási szerepet kaptak a járműiparban. Vékonylemezeket elsősorban a személygépkocsi gyártás során, míg a közép- és vastaglemezeket az emelő és anyagmozgatási iparágban alkalmaznak. A nagyszilárdságú acélok ezen csoportokon belül is elsősorban földmunkagépek különböző alkatrészei, mobil daruk (autódaruk) alvázai, katonai hídszerkezetek és harci járművek, ill. az azokhoz szervesen kapcsolódó kitámasztó házak, lábak, valamint a felépítményhez tartozó mozgó elemek alapanyagaként szolgálnak. 2. ábra: Alkalmazási példák nagyszilárdságú acélok esetén

8 Nagyszilárdságú acélok fogalma Fogalmának meghatározása nem egyértelmű, a hazai és nemzetközi szakirodalmi források, illetve szabványok eltérően sorolják be, hogy mekkora folyáshatár felett tekinthető egy szerkezeti acél nagyszilárdságúnak. Az Európai Unió országaiban ezen acélokra, azon belül is kizárólag a melegen hengerelt, nemesített termékekre vonatkozó követelményeket az MSZ EN szabvány tartalmazza, mely 460 és 960 MPa névleges folyáshatár értékek között rendelkező acélokat tekinti nagyszilárdságúnak. Az általam vizsgálandó tématerület elsősorban a szerkezeti acélokkal foglalkozik, így a szabványban leírtak alapján a következő csoportosítás mód lehetséges: R p0,2 < R p0,2 < R p0,2 < < R p0,2 [MPa] [MPa] [MPa] [MPa] Kis szilárdságú Közepes szilárdságú Nagyszilárdságú Ultra-nagy szilárdságú 1. táblázat: Szerkezeti acélok egy lehetséges csoportosítása MSZ EN alapján 3. ábra: Nagyszilárdságú acélok fejlődése [4] A (hő)kezelési eljárások közül szerkezeti acélok esetén a szilárdságnövelés eléréséhez általában négy eljárást alkalmaznak, név szerint: normalizálás, termomechanikus kezelés, kiválásos keményítés és nemesítés. A nagyszilárdságú acélok csoportján belül a nemesített nagyszilárdságú acélok a legnagyobb folyáshatárral rendelkező szerkezeti acélok közé tartoznak. A szakdolgozatban bemutatásra kerülő kísérletek alapanyagaként a nemesítéssel készült S960QL jelölésű

9 - 6 - csoportba tartozó, az SSAB általgyártott WELDOX 960 E jelzésű acél szolgált. A jelölésben szereplő Q betűjel a gyors hűtésre, az L betű a szobahőmérséklet alatti üzemi hőmérsékletű berendezések (pl. mobil autódaruk) gyártásához való alkalmasságot jelenti [5]. A folyamatosan újuló igényeknek megfelelően a nagyszilárdságú acélok nemesítési folyamatával az ultra-nagyszilárdságú acélok folyáshatára akár elérheti, illetve meghaladhatja az 1300 MPa-t (pl. WELDOX 1300) Nemesítés A anyagcsoport legnagyobb szilárdságú acéltípusai kiemelkedő szilárdságukat és szívósságukat az alaposan megválasztott ötvözőknek valamint a hőkezelés technológia együttes hatásának köszönhetik. A szívósságot fokozó hőkezelések csoportjába tartozó nemesítés egy edzésből és egy nagyhőmérsékletű megeresztési folyamatból áll, mely ezen acélok gyártása során az alábbi ábrán szemléltetett módon zajlik. 4. ábra: Nemesített nagyszilárdságú acélok gyártási folyamata [4] Az edzés előtt A 3 hőmérséklet felett meleghengerlést végeznek, és az így létrejövő hengerelt acéllemezt szobahőmérsékletre hűtik vissza viszonylag lassú hűtési sebesség alkalmazásával. Ezt követi az edzési folyamat, mely során ismét A 3 fölé hevítik a lemezt és rövid ideig hőntartják, amíg a teljes keresztmetszet ausztenites szövetszerkezetű lesz [4], majd intenzív vízhűtést alkalmaznak. Ennek köszönhetően nevezik a szakirodalomban az acélok ezen csoportját vízedzésű nagyszilárdságú acéloknak, illetve alacsony karbon tartalmuk miatt gyakran megtalálhatjuk őket vakedzett (helyesebben: vaknemesített) jelzővel ellátva [5]. Mint már korábban említettem, a technológia mellett fontos tényező a megválasztott ötvözők szerepe. Az

10 - 7 - acél átedzhetőségének javításához ezekhez az acélokhoz az átalakulási diagramokat jelentősen jobbra toló, a kritikus hűlési sebességet csökkentő ötvözőket, krómot és molibdént, esetenként nikkelt adagolnak a szilárdság növelésének és az edzés utáni ausztenit tartalom megtartásának érdekében, illetve az acélgyártó cégek gyakran alkalmaznak speciális mikroötvözőket, amelyek közül a különösen erős karbidképző bórt érdemes külön kiemelni, mely az ausztenit szemcsehatárán dúsulva akadályozza a proeutektoidos ferrit kiválást [5]. Ezen előnye azonban túlzott mennyiség esetén hátránnyá válhat, ezért az acél gyártása során mennyiségére igen gondosan figyelni kell. Az ausztenit átalakulásának akadályozásához ppm-nyi bór szükséges, ennél nagyobb érték esetén úgynevezett boro-karbidként (Fe 23 (CB) 6 ) kiválik, amely az ausztenit szemcsével inkoherens határral érintkezik segítve így a ferritképződést és a kívánt hatással ellentétben rontja az átedzhetőséget. Amennyiben viszont túl kevés, nem fejti ki kellően hatását. Az ötvözőknek és a vízhűtés hatásának köszönhetően az edzés végére a lemez teljes keresztmetszeten martenzites lesz [5]. További mikroötvözöként az acélhoz titánt és nióbiumot adagolnak a finom szemcseméret elérése érdekében. A nemesítés utolsó szakaszában a megeresztés (angolul: high temperature tempering, rövidítve HTT ) során A 1 hőmérséklet alá hevítik a lemezt, melyet a hőntartás, majd egy lassú hűtés követ. A hőntartás ideje viszonylag rövidebb, ezáltal akadályozzák meg a martenzitből álló szövetszerkezet teljes megeresztődésének végbemenetelét. A megeresztési szakaszban az acél szilárdsági tulajdonságaira kedvező további karbidképződés mehet végbe, így a megeresztés végére az alapanyag megfelelő szívóssági tulajdonságokkal rendelkezik a kiemelkedő szilárdsági értékek megőrzése mellett [8]. Az 5. ábrán látható fentebb leírt technológiával létrehozott nem-egyensúlyi megeresztett martenzites szövetszerkezet eredményezi a kimagasló szilárdsági és szívóssági jellemzőket. A keletkezett szövetszerkezet azonban a hegesztés során végbemenő hőciklus következtében irreverzibilisen megváltozik, ezáltal a létrejövő hőhatásövezet meglehetősen inhomogén [4][8].

11 ábra: WELDOX 960 alapanyag mikroszerkezete (N=1000x, 2% Nital) 1.2 Acélfejlesztési lehetőségek-ruukki-optim QC A ma használatos kohászati technológiák segítségével a napjainkban hegeszthető szerkezeti acélok folyáshatára akár az 1000 MPa feletti értéket is elérheti, azonban a szilárdságnövelés mellett fontos fejlődési irány a gyártástechnológiában a szívóssági, valamint a képlékenyalakítást segítő tulajdonságok, mint például az alakváltozó képesség javítása. A személygépkocsikat felépítő karosszériaelemek összekapcsolása hegesztéssel történik, azonban a szilárdság növelésével az acél hegeszthetősége rendszerint romlik, így fontos, hogy a hegesztési paraméterek kiterjesztésére és a hegeszthetőségi tulajdonságok javítására is megfelelő figyelem, fejlesztés irányuljon. A továbbiakban egy neves acélgyártó ezen fejlődési irányban történt fejlesztését mutatom be. A gépjárművek és tehermozgató eszközök számára nagyobb teljesítményt lehetővé tevő RUUKKI által kifejlesztett úgynevezett direkt edzett acélok új lehetőségeket kínálnak a tervezés és gépgyártás során. Ezen acélok gyártása során a korábban leírtaktól eltérően a meleghengerlést követően közvetlenül intenzív hűtés alkalmazásával megtörténik az edzés folyamata (az edződéshez szükséges karbon koncentráció hiánya miatt ún. vakedzés történik), amit alacsony hőmérsékletű megeresztés követ, melyet jóval A 1 hőmérséklet alatt végeznek el. Ezáltal a három helyett két hőciklust igényel az acéllemez megfelelő tulajdonságainak előállítása. A nemesítésre jellemző megeresztés hiánya miatt ezen acélok szövetszerkezete tisztán martenzites és bainites, valamint kiválások alig fordulnak elő benne.

12 - 9 - Gyártástechnológiai megkülönböztetés szempontjából a gyártó a QC jelöléssel látja el a terméket, melyben a Q a gyártási eljárást és a szállítási állapotot jelöli, a C pedig a hidegalakíthatóságra utal [4][16][17]. Előnyei között szerepel, hogy karbonegyenértékük az ismert többi nagyszilárdságú acélhoz képest jóval kisebb, mivel csekély karbon tartalmuk (CEV max, S960QC = 0,57; CEV max, S960Q = 0,82) mellett nem tartalmaznak sem krómot, sem molibdént, ezáltal kedvező hegeszthetőségi tulajdonságaik vannak. Alacsony ötvöző tartalom és az alapanyag gyártása során kimaradó hőciklus energiafelhasználásnak megtakarítása miatt előállításuk költséghatékonyabb, mely a forgalmazott alapanyag beszerzési árában is megmutatkozik. Ezenfelül a csekély ötvöző tartalom miatt kisebb repedési hajlam jellemző rájuk, és ebből adódóan akár teljes mértékben elkerülhető az előmelegítés 10 mm lemezvastagság alatt [4][16][17]. Előnyös tulajdonságai ellenére hegesztésük során több kedvezőtlen következményre is számítani kell. A túlnyomó részt martenzitet tartalmazó szövetszerkezet miatt hegesztés során a hőhatásövezet 450 C és A 3 C közé hevült zónáiban jelentős kilágyulásra kell felkészülni a martenzit megeresztődése miatt, melyet tovább fokoz a megeresztődést gátló ötvözők (pl. Mo) hiánya. Ezen rossz tulajdonság miatt ahhoz, hogy elérjük ezeknél az acéloknál a RUUKKI által megkövetelt 4 s t 8,5/5 hűlési idők betartását, elsősorban kis vonalenergiájú hegesztő eljárásokat (pl. impulzus VFI) célszerű alkalmazni. A rövid hűlési idő elérést segíti, ha a maximális rétegközi hőmérsékletet szobahőmérsékleten korlátozzuk, azonban ez a termelékenység jelentős romlását eredményezheti. Nagyobb hűlési idő (a gyártó szerint akár 15 s) alkalmazása lehetséges abban az esetben, ha a tervezési előírások engedélyezik az undermatchinget, azaz hogy a hozaganyag szilárdsága kisebb legyen, mint az alapanyagé, így azonban a varrat és a hőhatásövezet szilárdsága is kisebb, mint az alapanyagra EN szerint megkövetelt minimális érték [4].

13 NEMESÍTETT NAGYSZILÁRDSÁGÚ ACÉLOK HEGESZTHETŐSÉGE Ebben a fejezetben szeretném kifejteni a nagyszilárdságú acélok felhasználását megnehezítő két legnagyobb problémát. A közepes vastagságú nagyszilárdságú acélokat elsősorban emelő és anyagmozgatási szerkezetek alapanyagaként használják fel, amelyeket rendszerint hegesztett kivitelben gyártanak, azonban a hegesztett kötés elkészítése számos kedvezőtlen hatást vonhat maga után. Mivel a belőlük készült termékek feladata elsősorban a teherviselés, ezért kiemelt figyelmet szükséges fordítani a felmerülő problémák megoldására. Hegesztésük és későbbi felhasználásuk során a hegesztési hőciklus hatására létrejött rendkívül inhomogén mikroszerkezettel és mechanikai jellemzőkkel rendelkező hőhatásövezetből adódó hidegrepedések megjelenése, illetve kilágyulás, lokális felkeményedés okozhat problémát. 2.1 Hidegrepedés Nagyszilárdságukat az acélhoz adagolt ötvözőknek, illetve az alkalmazott nemesítési technológiának köszönhetik, melyek a hegeszthetőségi problémák részbeni okozói is. A hidegrepedések megjelenésében nagy szerepet játszik, hogy a nagyszilárdságú acélok alakváltozó képessége a szilárdság növekedésével csökken, mely ridegedési hajlamra utal. Elsődleges problémát a hidegrepedések keletkezése jelent, mely három tényezőtől függ [6]: az anyag feszültségállapotától: A hőtágulásból adódó gátolt alakváltozás miatt mindig jelenlévő húzófeszültség a repedésterjedést segíti, azonban értéke a hegesztési paraméterek megválasztásával mérsékelhető [8]. az anyag szövetszerkezetétől és annak alakváltozó képességétől, ill. keménységétől: A hegesztés során létrejövő varrathoz közel eső durvaszemcsés hőhatásövezeti zónában kialakult tűs martenzites szövetszerkezet, a zónára jellemző magas szilárdsági értékkel párosulva az alacsony karbontartalom ellenére repedés képződésre hajlamos [8].

14 a diffúzióképes hidrogén tartalom mennyiségétől a varratfém és a hőhatásövezet sávjában: A repedéskeletkezésben közreműködő hidrogén atom az ív felbomlott hidrogénmolekulájából a rácshézagokon keresztül interstíciós diffúzió útján jut be a hegesztett kötésbe. A hegesztés során létrejött nagy hőmérsékleten a diffúziós mozgáshoz szükséges aktiválási energia hőenergia formájában van jelen, következtetésképpen a hőmérséklet csökkenésével a diffúziós mozgás energiája is csökken. Az oldhatatlanná vált hidrogén megfelelő idő esetén diffúzióval eltávozni igyekszik a fémfürdőből, azonban többnyire a hegesztési folyamat során erre nem áll rendelkezésre elegendő idő, ezért a hidrogén atomok a nagyobb rácshézagokban kényszerülnek összegyűlni. A felgyülemlett nagy mennyiségű hidrogén kiválásra kényszerül, hidrogénmolekulává alakulnak át, mely nagyobb méreténél fogva diffúzióképtelenné teszi a hidrogént. Az így keletkező hidrogénmolekulák felhalmozódása akadályozza a diszlokációk mozgását, azaz ridegíti az anyagot, ill. a hidrogéngáz megnövekedett nyomása a szövetek közötti kötés felszakadását, ezáltal pedig repedést okozhat [7]. A hidrogén jelenléte megfelelő hozaganyag és jó minőségű védőgáz alkalmazásával, valamint a hegesztési felületek tisztításával csökkenthető [8]. Lényegében a tönkremenetel oka, hogy a kis alakváltozó képességű anyag nem képes megállítani a diffúzióképes hidrogén tartalom miatt képződő mikrorepedéseket, melyek terjedését a hegesztés során létrejövő húzófeszültségek táplálják. Megjelenésüket a megfelelő technológiai paraméterek beállításával, illetve előmelegítés alkalmazásával mérsékelni lehet. 2.2 Hőhatásövezet A hőhatásövezet az alapanyagnak az a meg nem olvadt része, amelyben a hegesztési, forrasztási vagy termikus vágási hőfolyamat hatására mikroszerkezeti átalakulások játszódnak le [5]. Hőmérsékleti adatokkal meghatározva a hőhatásövezet a hegesztett kötés a T lik és 100 C közé felhevült része. Az acélgyártás során kialakult nem-egyensúlyi, részben megeresztett martenzites szövetszerkezet azonban a hegesztési folyamat során lezajló hőciklus következtében irreverzibilisen megváltozik, valamint a nagy hőmérséklet gradiens miatt, a hőhatásövezet zónái rendkívül inhomogén mikroszerkezettel, illetve mechanikai tulajdonságokkal rendelkeznek, ezért kimagasló figyelmet kell fordítanunk a technológiai paraméterek megfelelő megválasztására, valamint azok hőhatásövezetre

15 kifejtett hatására. Az alapanyag szilárdsági tulajdonságainak megőrzése érdekében az optimális technológiai paraméterek szűk határon belül helyezkednek el (a hegesztéstechnológiai paraméterablak, más néven welding lobe kis területtel rendelkezik) illetve gondos figyelmet követel a kiválasztott értékek megtartása és reprodukálása a gyártási folyamat során. A varrat és a hőhatásövezet kilágyulásának és szívósság csökkenésének megakadályozása érdekében hegesztés során a lengetés elkerülésére kell törekedni [8]. 6. ábra: Hegesztett kötés hőhatásövezetei zónái [2] Nemesített nagyszilárdságú acélok hegesztésekor két kedvezőtlen zóna megjelenésére kell számítani a hőhatásövezetben. Az egyik a varrathoz közel eső felkeményedett, rideg tulajdonságokkal rendelkező övezet, melynek szövetszerkezete többnyire tűs martenzites, ritkán megeresztett martenzitet, olykor bainitet tartalmaz. A hőhatásövezet ezen részének keménysége nagy mértékben meghaladja az alapanyagra jellemző HV keménységet. A zóna keménységének maximálisan megengedett értéke a CR ISO szabvány szerinti 3. anyagcsoportra 450 HV. Ennek a nagy keménység értéknek és a durvaszemcsés szerkezet együttesének eredménye az alapanyagéhoz képest csökkent szívóssági jellemzők [8]. A másik kedvezőtlen zóna a beolvadási vonaltól viszonylag távol létrejövő inhomogén tulajdonságokkal rendelkező kilágyult és felkeményedett részeket tartalmazó részlegesen átkristályosodott zóna, melynek átlagos keménysége sokszor elmarad az alapanyag keménységétől. A vonalenergia fokozásával a kilágyulás mértéke növekszik. Egy korábbi, valós hegesztett kötéssel készült kísérlet mikroszkópi

16 felvételein a hőhatásövezet alapanyaghoz közelebb eső részétől a normalizált övezet felé haladva egyre növekvő mennyiségben figyelhető meg, hogy a hőciklus hatására létrejött ausztenites állapotú részek a lehűlésük során bainitté és/vagy martenzitté alakultak át, miközben a körülöttük lévő eredeti szövet a hőciklus hatására megeresztődött és kilágyult [8]. A két zóna között egy nagyon finomszemcsés megeresztett martenzitből és bainitből álló, az alapanyaghoz hasonló szilárdsággal rendelkező normalizált övezet helyezkedik el, mely kiváló szívóssággal rendelkezik [8]. A későbbiekben ismertetett kísérletek céljaként ezen három hőhatásövezeti zóna előállítását tűztem ki célul Szerkezeti acélok hőhatásövezetének különböző zónái Az összeolvadási vonaltól az alapanyagirányába haladva hat különböző zónát figyelhetünk meg a hőhatásövezetben Szemcsedurvulási zóna A hevítési és az egyensúlyi hőmérsékletről való hűtés során az ausztenit keletkezése és bomlása sok mindenben eltér. Hevítés során a diffúzió mértéke és a hajtóerő is növekszik a hőmérséklettel együtt, ahogyan az átalakulás mértéke is folyamatosan növekszik az átalakulási hőmérséklet növekedésével. Az ausztenit átalakulásának (hevítés során) gyakorlati szempontból való ábrázolására, egy a folyamatos hűtési diagramhoz hasonló folyamatos hevítési diagramot (angolul: continuous heating transformation (CHT)) alkalmazhatunk, mely hasznos a ferrit átalakulásának illusztrálásához. Közvetlenül az összeolvadási vonal mellett található zóna nagyon magas hőmérsékletre hevül, ezért itt teljesen ausztenites szövetszerkezet alakul ki. Folyamatos hevítés során az ausztenit képződés A c1 800 C-on kezdődik, a teljes átalakulás pedig A c3 950 C fejeződik be. Hegesztés során azonban a csúcshőmérséklet közvetlenül az összeolvadási vonal mellett jóval meghaladja az A c3 hőmérsékletet hegeszthető acélok esetében. Ennek következtében A c3 feletti hevítés esetén lágyított ausztenit keletkezik, mely durvaszemcsék növekedését teszi lehetővé, létrehozva így a szemcsedurvult zónát. Mikroötvözött acélok esetében fontos, hogy a szemcsehatáron diszperz kiválások akadályozzák a szemcsedurvulást. A szemcsék a hőmérséklet növelésének hatására exponenciálisan növekednek [10]. Az így létrejövő kemény szövetszerkezet azonban különösképpen hajlamos elridegedni hidrogén hatására, mely elősegíti a fentebb kifejtett hidegrepedési jelenséget [10].

17 Normalizált zóna Az ausztenit szemcsék mérete az összeolvadási vonaltól távolodva jelentősen csökken, normalizáló hőkezelésre hasonlító folyamat megy végbe, ezért nevezik ezt a zónát normalizálási zónának. Fontos megemlíteni, hogy ezen övezet mechanikai tulajdonságai általában jobbak, mint a szemcsedurvult zónáé. A zónában található ausztenit szemcsékben, összetételtől függően több a kivált ferrites fázis mennyisége, mint az előtte elhelyezkedőben, ill. rendszerint kisebb keménységgel, de nagyobb szívóssággal rendelkezik [10] Részleges átkristályosodási zóna Az összeolvadási vonaltól még távolabb haladva a maximális hőmérséklet csökkenésével az ausztenit képződés csak részlegesen megy végbe. A zónában keletkezett kis mennyiségű ausztenit karbon koncentrációja magasabb, mint a többi zónában, melynek oka, hogy a csökkenő hőmérséklet hatására a γ szilárdoldatban növekszik a karbon oldhatósága. Abban az esetben, ha a hűlési idő kellőképpen hosszú idejű, a karbonban dús ausztenit részben kemény martenzité alakul át, az így kialakult szövetszerkezet az ún. helyi törékeny zóna. Amennyiben az ütőpróbatest bemetszés körüli része tartalmazza a helyi törékeny zónát, abban ez esetben a szívósság kisebb lesz, mint az alapanyagé. Abban az esetben, ha nem tartalmazza a helyi törékeny zónát a szívósság értéke elérheti az alapanyagét. Kis hűlési sebesség esetében a karbonban dús ausztenit durvaszemcséjű cementitté és feritté bomlik szét, ahol a cementit szemcsék alkotják a helyi törékeny zónát, növelve a mechanikai tulajdonságok inhomogenitását [10].

18 FIZIKAI SZIMULÁCIÓ - GLEEBLE 3500 A középvastag nagyszilárdságú acéllemezek hegesztett kötésének hagyományos vizsgálatai a kutatók, fejlesztők számára nem tud olyan lehetőségeket biztosítani, amelyek segítségével a kötésben létrejövő inhomogén hőhatásövezet részletesen vizsgálható volna. Többsoros varratfelépítés esetén nehézséget jelent az egymást megeresztő hőhatásövezeti zónák vizsgálata. A fizikai szimuláció alkalmazásával azonban a hőhatásövezeti zónák külön-külön, mélységükben vizsgálhatók. A fizikai szimulációs rendszerek felhasználása a fémiparban a XX. század közepén kezdődött meg. Az első, Gleeble 501 elnevezésű, kereskedelmi forgalomban megjelent berendezést az USA-ban gyártották, a rajta végzendő kezdeti kísérletek nagy részét az az Egyesült Államok, a Szovejtunió és Kína kutatóintézeteiben végezték el. A szimulátor alapvető célja olyan folyamat létrehozása volt, amely segítségével egy szabályozási folyamat során reprodukálhatóvá válnak a hegesztett kötés hőhatásövezetének különböző zónái. Első hallás során sokan egy fizikai vizsgálatként értelmezik a fizikai szimulációt, valójában a folyamat lényege, hogy laboratóriumi körülmények között a valóságnak megfelelő idő- és térbeli léptékben, egy kisméretű próbatesten pontosan reprodukálhatóvá válnak a gyártási folyamat alatt az anyagra ható termikus és mechanikai hatások úgy, hogy a kapott eredmények később felhasználhatók egy valós probléma megoldása során. A szimulátor képes végrehajtani az adott technológiai folyamathoz tartozó ipari berendezés technikai ablakának megfelelő műveleteket, tehát nem annak kicsinyített változata [11]. Mindezeket összefoglalva a fizikai szimuláció egy lehetséges definíciója: A fizikai szimuláció nem más, mint a tényleges és a lehetséges ipari folyamatok megvalósítása, a valósággal egyező időléptékben és a valóságot jól megközelítő geometriai (térfogati) léptékben. [11] Szerencsésnek érzem magam, a Miskolci Egyetem Gépészmérnöki és Informatikai Kar Anyagszerkezettani és Anyagtechnológiai Intézet tulajdonában álló Gleeble 3500 elnevezésű mai korszerű fizikai szimulátor alkalmazására lehetőségem nyílt. A következőkben ezen berendezés szerzett ismereteim bemutatásával foglalkozom részletesen.

19 Gleeble 3500 rendszer A DSI (Dynamic System, Inc.) által piacra dobott harmadik generációs Gleeble 3500 egy felhasználóbarát Windows alapú számítógépes szoftverrel ellátott teljes körűen integrált, digitálisan zártkörűen vezérelt termo-mechanikai rendszer [19]. A szimulátor mechanikai egysége egy komplex, hidraulikus szervo-rendszer, mely húzás és nyomás esetén 100 kn statikus erő kifejtésére képes, a maximálisan alkalmazható alakítási sebesség értéke 1000 mm/s. A vizsgálat pontos kivitelezését és ismételhetőségét LDVT átalakító, erőmérő cella vagy érintkezésmentes lézer extenzométer biztosítja [13][19]. A mechanikus rendszer vezérlőegysége lehetővé teszi a felhasználó számára a különböző vezérlési módok közötti átváltást, módosítást, akár egy vizsgálat során, olyan gyakorisággal, amilyen szükséges. Ezen vezérlési módok: dugattyú elmozdulás, erő, számos extenzométer, valódi vagy mérnöki nyúlás, valódi vagy mérnöki feszültség [19]. Termikus egysége közvetlen ellenálláshevítő rendszerének köszönhetően a minták felhevítése különböző sebességgel történhet, melynek értéke elérheti a C/s-ot, valamint képes az egyensúlyi hőmérsékletek megtartására is. A nagy hővezető képességű munkadarab befogóval és a megfelelő edzési opció vizsgálati összeállításának együttes hatásával a hűtési sebesség szintén elérheti a C/s-ot [19]. A Gleeble 3500 által megvalósítható hagyományos és korszerű anyagvizsgálati módszerek, ill. folyamat szimulációk[11]: Anyagvizsgálat: o Hőkezelés/hőciklus, o Alakváltozó képesség/ szívósság vizsgálata növelt hőmérsékleten, o Fázisátalakulás (hevítésnél/hűtésnél), o Meleg szakítóvizsgálat, o Meleg nyomóvizsgálat, o Feszültség-alakváltozás görbék meghatározása, o Olvasztás és kristályosodás, o Zérus szilárdság meghatározása, o Kúszás.

20 Folyamat szimuláció: o Hegesztési hőciklus, hőhatásövezet, o Hőkezelés, o Ellenállás/zömítő tompahegesztés, o Diffúziós kötés, o Folyamatos öntés, o Meleghengerlés, o Kovácsolás, o Sajtolás, o Porkohászat, o Szintézis. 7. ábra: Gleeble 3500 [19] 3.2 Esettanulmányok Az általam választott témával kapcsolatos irodalmi kutatásaim során számos cikket találtam a nagyszilárdságú acélból készült hegesztett kötések hőhatásövezetével kapcsolatban. A következőkben egy régebbi ill, egy újabb fejlesztésű Gleeble rendszerrel történő kísérletet szeretnék bemutatni Beijing University of Technology A pekingi egyetemen végzett kutatás során a hegesztési hőciklusnak, azon belül is a hűlési időnek és a csúcshőmérsékletnek egy gyengén ötvözött nagyszilárdságú acél szimulált hőhatásövezetnek mikroszerekezetére és törési szívósságára kifejtetett hatását vizsgálták. Jelen fejezetben a hűlési idő hatását fogom elemezni [15].

21 Paraméterek: A vizsgálandó lemez vastagsága 16 mm, edzése során 923 C-on hőntartást (hőntartási idő: 2,5 s/mm) követően vízben edzették, a megeresztés 600 C-on 3 min/mm hőntartási idő mellett történt. Kémiai összetételét a 2. táblázat tartalmazza. C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo V Al B wt% 0,11 0,23 0,87 0,012 0,009 0,32 0,46 0,59 0,30 0,04 0,04 0, táblázat: Vizsgált anyag vegyi összetétele [15] Mechanikai jellemzői: a folyáshatár értéke 845 MPa, a szakítószilárdság értéke 880 MPa, a fajlagos nyúlás mértéke 15%, Charpy-V ütőmunkája pedig 115 J (-20 C) és 98 J (-40 C). Hevítési idő T 0 -ről T 1 -re Hőntartási idő T 1 -n Hűtési idő T 1 -ről T 2 -re Hűtési idő T 2 -ról T 3 ra Hűtési idő T 3 -ról T 0 - ra Vonalenergia E v (J/mm) táblázat: Idő intervallumok a hőciklus paramétereihez (s) (jelmagyarázat: T 0 -környezeti hőmérséklet; T 1 = 1300 C; T 2 = 800 C; T 3 = 500 C; T m =csúcshőmérséklet)[15] Törési szívósság: A próbadarabokat egy második generációs Gleeble 1500 típusú berendezésen vizsgálták. A maximális hőmérséklet, a hőntartási idő és a hűlési fokozatok a védőgázas fogyóelektródás ívhegesztés szerint kerültek beállításra. L-T ill. T-L orientációjú próbatestek (Charpy: 10 x 10 x 55 mm) kerültek kimunkálásra, ahol az első betű a terhelés, a második a repedés terjedésnek irányát jelöli. A T betű a hengerlésre merőleges irányt, az L betű a hosszirányú meleghengerlés irányát jelöli a lemezen. A próbatesten lévő bemetszést szikraforgácsolással munkálták ki, majd létrehoztak egy kezdeti, a 0 repedés hosszt, melynek értéke tartalmazza a bemetszés hosszát is. A kezdeti hossz és a próbatest szélességének aránya, a 0 /W, körülbelüli értéke 0,45-0,55.

22 A törési szívósság értékeléséhez a rugalmas-képlékeny J- integrál törésmechanikai mérőszámot használták, mely meghatározása a British Standard Draft BS alapján történt. A vizsgálatot az MTS 810 0,5 mm/s terhelés fokozatú anyagvizsgáló rendszerrel végezték el, környezeti hőmérsékleten. Metallográfiai megfigyelés: A szimulált hőhatásövezet szövetszerkezetének vizsgálatát MCF3 optikai mikroszkóp segítségével, a hegesztett kötés feldarabolását pedig szikraforgácsolóval végezték. A próbatestek maratását hozzávetőleg 50 C-on végezték el, az elsődleges ausztenit szemcsék határainak kimutatásához olyan marószert alkalmaztak, melynek összetétele: 100 ml desztillált víz, 3 g pikrinsav, 5 ml szintetikus tisztítószer és kis mennyiségű hidrogén-peroxid (H 2 O 2 ). A primer ausztenit szemcsék méretének méréséhez elektronmikroszkópos szövetszerkezeti vizsgálatot alkalmaztak. A martensit/ausztenit megkülönböztetését a karbidoktól két lépéses metallurgiai maratás alkalmazásával tették lehetővé. Az elektrolitikus maratás első lépésében szobahőmérsékleten az alkalmazott elektromos feszültség értéke 3 V 3 s-ig, a maratószer összetétele: 100 ml desztillált víz, 5 g CH 3 COONH 2 és 0,5 g NaF. A második lépés során a feszültség értéke 6 V 30 s-ig, a marószer összetétele: 100 ml desztillált víz, 25 g NaOH és 5 g pikrinsav. A maratás hatására a karbidok a ferrit mátrixba süllyednek láthatóvá téve így számunkra a martensitet/austenitet (továbbiakban: M/A), melynek térfogatát arányát AMRAY-1000B szkenning elektronmikroszkóppal határozták meg. A részletesebb szövetszerkezeti elemzése transzmissziós elektron mikroszkóppal (TEM) történt. A vizsgálat elvégzéséhez a szimulált próbatest keresztmetszetéből 3 mm átmérőjű hasábokat munkáltak ki, melyeket 500 μm vastagságú lemezekké szeleteltek fel, aminek méretét csiszolással tovább csökkentették μm vastagságúra. Az így keletkezett fóliákat egy JEM 200CX TEM használatával vizsgálták meg 160 kv-n. Hűlési idő hatása A teszt során a J-integrál jellemző értékei a J c, J u ill. J m volt. J c a törési szívósság mértékének bizonytalanságát jelenti instabil repedés kiterjedés nélkül. J u a törési szívóság bizonytalansága az instabil repedésterjedés megjelenése után. J m a maximális terhelés elérésekor mért szívóssági érték.

23 Hűlési idő T-L orientáció L-T orientáció t 8,5/5 J m (kn/m) J m (kn/m) J u (kn/m) J c (kn/m) 6 55, , , ,5 166, ,7 158, ,1 143, , ,8 171, ,8 168, ,7 188, , , , ,3 151, ,8 121, ,1-73, , , ,6-84, , , ,9-80, ,3-90, ,7-103,4-4. táblázat: Hűlési idő hatása a hőhatásövezet törési szívósságára (t 8,5/5 = 850 C-ról 500 C-ra [15] A táblázati adatokból jól látható, hogy a t 8,5/5 = 18 s-nál éri el a törési szívósság a legnagyobb értékét a szimulált hőhatásövezetben, illetve, hogy 45 s felett a szívósság romlott. Ez azt jelenti, hogy a vonalenergia értékét úgy kell korlátozni, hogy a hűlési sebesség 18 s körüli értékre adódjon. A jelenség leginkább a T-L orientációjú próbatestnél mutatkozik meg, ahol a törési instabilitás 45 s-nál hosszabb hűtési idő esetén jelentkezik. A legkisebb szívósság érték t 8,5/5 =100 s-nél figyelhető meg, ahol a repedés gyorsan terjed képlékeny repedés keletkezése nélkül.

24 ábra: Hűlési idő hatása a törési szívósságra (a)t-l és (b)l-t orientáció esetén [15] A mikroszkópi felvételek vizsgálata során a szimulált szövetszerkezetben ferritet, bainit-ferritet és martensitet találtak. A primer ausztenit szemcseméretét, a szerkezet összetevőinek térfogat arányát és a hűlési időt a következő táblázatban foglalták össze. t 8/5 Primer ausztenit méret (μm) Ferrit (tf%) Bainit-ferrit (tf%) Martenzit (tf%) ,4 84, ,3 60, ,5 42, ,9 13, ,2 96, ,7 95, táblázat: Hűlési idő hatása az ausztenit szemcseméretére, szövetszerkezeti részek térfogatára [15] A vizsgálatból látható, hogy a növekvő hűlési idővel és a hosszabb hőntartási idővel az ausztenit szemcsemérete növekszik. Mindeközben a t 8,5/5 növelésével a martenzit térfogataránya csökken, a ferrité viszont növekszik. Abban az esetben, ha a t 8,5/5 nagyobb, mint 100 s, a megfigyelések alapján a ferrit kezd megjelenni a szövetszerkezetben. A szerzők lényegesnek tartották megemlíteni, hogy a valós hegesztett kötés durvaszemcsés övezetében az ausztenit szemcsék mérete némileg nagyobbnak bizonyult a szimulált durvaszemcsés övezetben lévő szemcséknél, t 8,5/5 = 18 s esetén. A jelenség fő okának a választott 1300 C-os csúcshőmérsékletet

25 vélték, mely némileg alacsonyabb, mint a valós durvaszemcsés övezet csúcshőmérséklete. t 8,5/5 M/A alkotó térfogataránya (%) 9 9, , , , , ,2 6. táblázat: Hűlési idő hatása az M/A alkotók arányára [15] Növekvő hűlési idővel növekvő M/A térfogatarány figyelhető meg, mely a maximum értéket t 8,5/5 = 100 s-nál éri el. Az 5-ös és 6-os táblázati adatokból megfigyelhető, hogy a hűlési idő növekedésével a primer ausztenit szemcse, a ferrit és az M/A alkotó térfogati aránya növekednek, míg a martenzit térfogataránya csökken, melynek következtében a szimulált övezetben a szívósság értéke is csökken. 9. ábra: M/A aránya, különböző hűlési idő esetén: (a) t 8,5/5 = 18 s, (b) t t 8,5/5 = 45 s [15]

26 ábra: M/A aránya, különböző hűlési idő esetén: (c) t 8,5/5 = 100 s, (d) t 8,5/5 = 240 s [15] Összefoglalás: A vizsgált acél esetében a szimulált hőhatásövezetben a törési szívósság legnagyobb értékét t 8,5/5 = 18 s hűlési idő esetén lehet elérni, 45 s vagy annál hosszabb hűlési idő esetén a szívóssági jellemzők romlása kezdődött meg, amely arra a következtetésre jutatta a kutatókat, hogy a vonalenergiát egy 18 s körüli hűlési időt eredményező értékre célszerű beállítani. A mikroszkópi felvételek alapján a primer ausztenit szemcse, a ferrit és az M/A alkó térfogati aránya növekednek, míg a martenzit térfogat aránya csökken a hűlési idő növelésével. Az ismertetett cikkben szereplő szimulált hőhatásövezeti zónák közül az előzetes várakozásokkal ellentétben durvaszemcsés övezet törési szívóssága nagyobb volt a finomszemcsésénél, mely a hőciklus során végbemenő szövetszerkezeti változásokra vezethető vissza. A finomszemcsés övezetben a rövidebb hűlési idő a szerzők tapasztalata szerint kedvezőtlenül hat az M/A részek megeresztésére és felbomlására. amely a szívóssági jellemzők csökkenéséhez vezethet. A durvaszemcsés övezetben a viszonylag hosszabb hűlési idő elősegítheti az M/A részek bomlását, javítva így a szívósságot S960QL hőhatásövezeti sávjainak előállítása Gleeble 3500 Gáspár Marcell hegesztő szakmérnöki diplomamunkája során a nagyszilárdságú acélok hőhatásövezetének három zónáját, név szerint a durvaszemcsés zónát, a normalizálási zónát és a részlegesen átkristályosodott zónát állította elő Rykalin-3D modell alkalmazásával [8].

27 Paraméterek megadása: A megadandó hőfizikai jellemzők mellett a hőciklus előállításához a választható paraméterek közül a vonalenergia megadása mellett döntött mindhárom esetben, melynek értékét 1000 J/mm-re, az előmelegítési hőmérsékletet pedig 200 C-ra választotta meg, mely következtében a hűlési idő egy kis, 5 s körüli értéket vett fel. A paraméterek közül egyedül a csúcshőmérsékleti értékek tértek el, melyek a nagy hevítési sebesség esetén felfelé tolódó A 3 és A 1 hőmérsékletek figyelembevételével választottak meg, a kívánt zónák biztos elérése érdekében. Ez alapján a durvaszemcsés szövetszerkezet előállításához 1200 C-ot, mely az ausztenites tartomány felső határhőmérsékletéhez közeli hőmérséklet, finomszemcsés szövetszerkezet előállításához 900 C-ot, mely kis mértékben A c3 hőmérséklet feletti érték, a részlegesen átkristályosodott szövetszerkezet előállítása során pedig 750 C-ot adott meg, mely A c1 hőmérséklet feletti érték [8] Eredmények: A szimuláció elvégzését követően a mikroszkópi felvételek elkészítéséhez, a próbatestek vizsgálatra szánt oldalát különböző érdességű csiszolóvászonnal való csiszolás után polírozták, majd 2%-os Nital maratószerrel maratták [8]. 11. ábra: Az előállított hőhatásövezeti zónákról készült makrofelvételek [8]

28 Az elvégzett keménységvizsgálat során a tűs martenzitet tartalmazó durvaszemcsés zóna HV10 vizsgálati terhelés esetén a valós hegesztett kötés hőhatásövezetében mért csúcskeménység értékét HV-vel haladta meg, 415 és 425 közötti keménység értéket eredményezve. A szimulált és a valós hegesztett kötésben lévő durvaszemcsés övezet szövetszerkezeti képe egyértelmű hasonlóságot mutatott [8]. 12. ábra: Durvaszemcsés övezet [8] A fizikai szimulátoron előállított döntően bainit-es finom szemcseméretű szövetszerkezet keménysége szintén meghaladta az alapanyag keménységét. Viszonylag nagy szórás mellett, HV értékkel nagyobb közötti keménység értékeket mutatott [8]. 13. ábra: Finomszemcsés övezet [8] Az 12-es ábrán látható, hogy a részlegesen átkristályosodási zónát 750 C-on nem sikerült a próbatest teljes keresztmetszetén előállítani, ebből következően nagyobb csúcshőmérsékletet célszerű megvalósítani, illetve a próbatestek precízebb előkészítésére és a befogókban történő pontosabb illesztésére van szükség [8].

29 HŐHATÁSÖVEZETI SZIMULÁCIÓ (HAZ TEST) A GLEEBLE harmadik fejezetben felsorolt alkalmazási területei közül a hőhatásövezet elemzéséhez a HAZ modul alkalmazására lesz szükségem, ezért a továbbiakban ezen szimuláció bemutatásával foglalkozom részletesen. A hegesztett kötésben a nagy hőmérséklet gradiens miatt, a hőhatásövezet zónái különböző tulajdonsággal bírnak, melyek vizsgálata egy valós hegesztett kötésben, a kialakult keskeny mérettartományok miatt, korlátozottan valósítható meg. A fizikai szimuláció alkalmazásával ezen különböző tulajdonságú és mikroszerkezetű zónák előállítása a célom, az alapanyagból kimunkált próbatesteken, viszonylag nagy térfogaton. A hőhatásövezeti teszt során a hegesztéstechnológia paramétereinek (anyag típus, vonalenergia, előmelegítési hőmérséklet stb.) megfelelő beállításával a kívánt hőciklus generálásával létrehozható a vizsgálni kívánt zóna szövetszerkezete. A beállítások során a legnagyobb nehézséget a hőciklus csúcshőmérsékletének megfelelő kiválasztása és megvalósítása, ill. a hőciklus hevítési és hűtési szakaszai meredekségének beállítása jelenti. A hőciklus generáláshoz 6 féle beállítási mód áll rendelkezésre, melyek két csoportba bonthatók [12]: 1) Táblázat forma: F(s,d) mérési eredmények megadása Az F(s,d) táblázat értékei alapján meghatározott görbék a korábbi mérési görbék alapján interpolációs adatértékekből épülnek fel. A megfelelő görbe létrehozása mindegyik anyagtípushoz a csúcshőmérséklet, a vonalenergia és az előmelegítési hőmérséklet kiválasztásával történik. A megfelelő értékek generálásához továbbá a varrat középvonalától való távolságot is meg kell adni. A módszer egy viszonylag pontos hullámformájú görbét biztosít, mely azonban a mért értékek közül az idő értékekre van korlátozva. A meghatározható görbék száma az eredeti mérésekből meghatározott független görbék (különböző távolságok a varrat középvonalától) számából következik.

30 Táblázat adatainak meghatározása az alábbi képlettel történik: ( ) Ahol, T 0 : előmelegítés vagy közbenső hőmérséklet, C s: idő, s d: varrat középvonaltól való távolság, cm 14. ábra: F(s,d) módszer beállítási képernyője [12] 2) Hővezetési modellekből származtatott hőciklusok a) Hannerz egyenlet Ez a számítási eljárás Nils Erik Hannerz, a stockholm-i Royal Institute of Technology professzorának munkáján alapszik. A számításhoz megadandó a maximális hőmérséklet, az előmelegítési hőmérséklet és a hűlési idő 800 C-ról 500 C-ra. A Hannerz egyenlet: ( ( ) ) ( ) ( )

31 Ahol, T max : csúcs hőmérséklet, C t: hűlési idő 800 C-ról 500 C-ra. 15. ábra: Hannerz modell beállítási képernyője[12] a) Rykalin-2D Ez a számítási eljárás Nikolai Nikolaevich Rykalin munkáján alapszik. A 2D-s tárgymodelleket vékony lemezek esetében használjuk. A számításhoz szükséges adatok a Hannerz módszerhez képest kibővülnek a hevítési sebességgel, a csúcshőmérséklet hőntartásának idejével, hűlési idővel, ill. a lemezvastagsággal. A szoftverben használt Rykalin 2D egyenlet: ( ) ( ) ( ) ( ) *d

32 Ahol, E v : vonalenergia, J/cm c: fajhő, J/g/ C r: sűrűség, g/cm 3 k: hővezetési tényező, W/cm/ C d: lemezvastagság, cm d e : egyenértékű lemezvastagság, cm T 1, T 2 : hűlési idő meghatározására szolgáló hőmérsékletek, C t 0 : előmelegítés idejének vége, s t: hűlési idő T 2 -ről T 1 -re, s ábra: Rykalin 2D modell beállítási képernyője [12] a) Rykalin-3D Ez a számítási eljárás Nikolai Nikolaevich Rykalin munkáján alapszik. A 3D-s tárgymodelleket vastaglemezek esetében használjuk. A Rykalin-2D-vel szemben, ezen módszer alkalmazása során nem kell megadni a lemezvastagságot. ( ) ( ) (1)[22] 1 Az ábrán látható mértékegységek nem mindegyike SI mértékegység rendszerben van megadva

33 Ahol[22],, a helyvektor, a hőmérsékletvezetési tényező (diffuzitás), m 2 /s E v : vonalenergia, J/cm λ: hővezetési tényező, W/mK c p : fajhő, J/g/ C ρ: sűrűség, g/cm 3 v: hegesztési sebesség, cm/s 17. ábra: Rykalin 3D modell beállítási képernyője[12] a) Rosenthal egyenlet Ez a számítási eljárás Dr. Daniel Rosenthal munkáján alapszik. A Rosenthal egyenlet: ( ( )) Ahol, E v : vonalenergia, J/s : termikus hatásfok, 0,75 : kölcsönös termikus diffúzió fele, s/cm 2 v: mozgó hőforrás sebessége, cm/s r: mozgó hőforrástól való távolság, cm

34 ábra: Rosenthal modell beállítási képernyője [12] a) Exponenciális hűtés A módszer során a próbatestet meghatározott hevítési sebesség mellett felhevül a csúcshőmérsékletre, majd exponenciálisan csökkenő hűlési sebességet generál 800 C-ról 500 C-ra. Az exponenciális hűlés egyenlete: ( ) Ahol, T max : t: csúcshőmérséklet, C hűlési idő 800 C-ról 500 C-ra 19. ábra: Exponenciális hűlési görbe beállítási képernyője [12]

35 A hőhatásövezeti vizsgálat pozitív és negatív tulajdonságainak összefoglalása [14]: Előnyök: o Pontos és jól reprodukálható a fizikai folyamat szimulációja, o Megvalósítható, rugalmas, segíti a tervezést, gyártást, karbantartást, o Kisméretű próbatest, alacsony anyagköltség, o A létrejövő mikroszerkezet homogén és megbízhatóan vizsgálható, o Széles tartományban előállítható hőterhelések, o A termikus hatások elkülöníthetők a mechanikus hatásoktól, így külön elemezhetők, Hátrányok: o Csak elektromosan vezető próbatestek alkalmazhatók, o A szimulációs folyamathoz szükséges paraméterek alapos ismerete, o A Gleeble rendszeren kapott eredmények összevetése nehézséget okozhat a valós folyamatokkal, o Berendezés, karbantartás, betanítás költséges, o Nehezebben kivitelezhető a nagy hűlési sebességek elérése (hélium vagy vízellátás szükséges). Jelen kísérlet során a Rykalin-3D modellt választottam. mely döntést indokolja, a középvastag lemez méretem,illetve a Rykalin-2D-vel szemben, ezen módszer alkalmazása során nem kell megadni a lemezvastagságot, így a vizsgálatok kiértékelését és felhasználhatóságát eggyel kevesebb változó bonyolítja. 4.1 Rykalin-3D hőciklus modell elméleti alapjai A fémben végbemenő hőterjedési folyamatok elméletének kidolgozása a hőforrások sajátosságai alapján történik. Mint minden hőbevitel esetén, ezáltal hegesztés során is a hővezetés több tényező által befolyásoltan következik be. Hegesztés során a hőforrások (gázláng, hegesztőív) által bevitt hő az alapanyag felületének egy kis részét érinti, a fémben a hővezetés eredményeképpen terjed szét, mely függ a hőforrás jellegétől, a fém hővezető képességétől, valamint a fémfelület és a környezet hőcseréjétől [22] Hőhatásövezetek Ívhegesztésnél a hegesztendő munkadarabban végbemenő hőterjedés során a hőhatásövezet kiterjedését a hőforrás közelében a hőforrás mozgása és a

36 munkadarabban lévő hőmérséklettel határozza meg, míg a hőforrástól távolabb elhelyezkedő hőzónák elsősorban a hegesztett szerkezet anyagától, alakjától és méretétől függnek. Az általunk választott vastagabb lemezekhez alkalmazott Rykalin- 3D modell egy háromdimenziós hővezetési folyamatot hoz létre, mely során egy féligvégtelen test felületén a hőmérsékletmezőt egy mozgó pontszerű hőforrás hozza létre. A hővezető test a hőforrás érintkezési pontjánál létrejövő nagy hőkoncentráció miatt határtalannak tekinthető [22] Hőterjedés Hőterjedés során a határfelületek a hő számára áthatolhatatlanak, vagy a környezetnek adják le azt. Hegesztés során a hőterjedési folyamatok a fém forrpontjához közel eső illetve 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 tételezzük fel ezen értékeket, valamint a fázis- és szövetátalakulások hőhatásait figyelmen kívül hagyjuk [22] A hőterjedés szakaszai A hőterjedési folyamatában ívhegesztés során három időszak különböztethető meg: 1) Hőtelítődési időszak: a hőmérséklet tovább növekszik a hőforrással együtt mozgó mezőben. 2) Határértéket jellemző kvázistacionér állapot: az állandó sebességgel mozgó, állandó teljesítményű hőforrással együtt mozgó mező a hőforrás hatása után állandósul. 3) Hőmérséklet kiegyenlítődése: azon pontok, melyek hőmérséklete megközelítette a hőterjedés határértékét a hőforrás megszűnése után gyorsan hűlni kezdenek, míg azon pontok hőmérséklete, melyekre a hőforrás hője nem volt hatással a hőkiegyenlítődés hatására növekednek [22].

37 Hőforrás A villamos ív Mint korábban is említettem, a hegesztőív közvetlenül a munkadarab egy kis felületével érintkezik. Abban az esetben, ha a modell elméletének kidolgozása során figyelembe vesszük a munkadarab felületén a villamos ív hőmérsékleteloszlását, 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. Az ív hőmérsékleteloszlásának hatása a hőforrástól távolodva kevésbé érzékelhető. Ennek okaként a számítás során az ív hőmérsékleteloszlását figyelmen kívül hagyták és a villamos ívre egy állandó E v [J/mm] teljesítményű koncentrált hőforrásként tekintenek, mely egy v [mm/s] állandó sebességgel egyenletesen és egyenes vonalon mozog. Ezáltal a hőforrással együttmozgó koordinátákra vonatkozó összefüggés a következőképpen írható le [22]: ( ) ( ) (1) Ahol,, a háromdimenziós helyvektor, a hőmérsékletvezetési tényező (diffuzitás), m 2 /s E v : vonalenergia, J/cm λ: hővezetési tényező, W/mK c p : fajhő állandó nyomáson, J/g/ C ρ: sűrűség, g/cm 3 v: hegesztési sebesség A hőforrás teljesítménye és mozgási sebessége A hőmérséklet változása a hőforrás teljesítményétől és a hegesztési sebességtől függ. A hőforrás teljesítményének növekedése esetén a munkadarab hőmérséklete a vonalenergiával arányosan nő. Abban az esetben, ha a munkadarabot mozgó koncentrált hőforrás éri, a kialakult hőmérsékletmező izotermikus felületei a mozgási sebesség növelése következtében a hőforrás mögötti övezetben összeszűkülnek. Álló, koncentrált hőforrás esetén a hőmérsékleti mező szimmetrikusan helyezkedik el a hőforráshoz képest. Mindkét jellemző arányos növekedésével az izotermákkal által határolt övezetek hossza a hőáram vagy a sebesség emelkedésével arányosan növekszik [22].

38 Kísérleti paraméterek: A kiválasztott Rykalin-3D modell alkalmazása során a hőciklus létrehozásához a hőfizikai jellemzők megadása mellett kiválasztható, mely technológiai értéket szeretnénk megadni, a vonalenergia vagy az elérni kívánt hűlési idő (t 8,5/5 ) értékét (17. ábra: Rykalin 3D modell beállítási képernyője[12]). A követelményeknek megfelelő hegesztett kötés létrehozásához szükséges hegesztési paraméterek és hegesztési hőmérséklet tartomány meghatározását nagyban segíti a nagyszilárdságú acélokra jellemző hűlési idő tartomány ismerete, így ezen paraméter megadása mellett döntöttem [4]. A hűlési idő az A 3 hőmérsékletről, mely a vizsgált alapanyag kis karbon tartalma miatt jelen esetben C közé eső érték, 500 C-ra történő időtartamot jelenti. A kísérlet során a három hőhatásövezetet két különböző hűlési idő megadásával készítettem el, melyek kiválasztása az alapanyaggyártó cég (SSAB) előírásai alapján történt, miszerint az általam vizsgált WELDOX 960 E jelzésű acél esetén az optimális hűlési idő tartomány határértékei 5 és 15 s. Eddigi tapasztalatok alapján a tartomány alsó széléhez közelítő hűlési idő alkalmazása esetén a hidegrepedések megjelenésének kockázata nő, míg a felső határhoz való közelség a szilárdság és a szívósság csökkenését eredményezi. A hűlési idő és a mechanikai jellemzők közötti kapcsolatot a Fortaco Zrt. által az S960QL alapanyagból készített valós hegesztett kötésen elvégzett kísérlet eredménye szemlélteti. Az ábrán jól látható, hogy a hűlési idő felső határához közeledve a próbatest szakítószilárdsága számottevően csökken [4]. 20. ábra: Hűlési idő hatása [8]

39 Ezen hűlési idő értékek eléréséhez az előbbi esetén 1015 J/mm, utóbbi esetében pedig 3046 J/mm vonalenergia értéket kaptam. A vizsgált S960QL acél esetében a vonalenergia növelésével a szilárdság és a szívósság csökkenésére, valamint kiterjedt kilágyult övezetre kell számítanunk [8]. 21. ábra: Vonalenergia hatása a mechanikai jellemzőkre [8] A hőciklus létrehozásához szükséges további paramétereket kiválasztásához egy korábban végrehajtott kísérlet eredményei szolgáltak alapul [4]. A három hőhatásövezeti zóna előállításához szükséges csúcshőmérsékletek meghatározása során, figyelembe véve a korábbi kísérletek [8] eredményeit, a finomszemcsés övezet csúcshőmérsékletét szintén 900 C-ban határoztam meg, míg a durvaszemcsés övezet és a részlegesen átkristályosodott övezet hőmérsékletét megemeltem. Az előbbi övezet esetében 1200 C-ról 1350 C-ra, az utóbbi övezet esetében pedig 750 C-ról 800 C-ra. A hőciklus előállítása szükséges további adatok: o előmelegítési hőmérséklet: 200 C, o hevítési sebesség: 500 C/s, o hőntartás a csúcshőmérsékleten: 1 s, o hűlési idő meghatározására szolgáló hőmérsékletek: -T1 = 850 C, -T2 = 500 C. A hőfizikai jellemzők megadásánál figyelembe véve, hogy az általam vizsgált anyag gyengén ötvözött, egy általános rendeltetésű szerkezeti acél anyagjellemzőit használtam fel, illetve az előmelegítési hőmérséklet megválasztása során szintén a korábbi kísérletek tapasztalatai alapján a CET szerinti (EN ) minimális előmelegítési hőmérséklettől nagyobb érték megadása mellett döntöttem.

40 A hőhatásövezeti teszt végrehajtásához a GLEEBLE alkalmazási kézikönyve szerint a Charpy-féle ütővizsgálatnak megfelelő keresztmetszetű (10x10 mm) próbatestek kimunkálása szükséges, hosszúságuk minimális értékét 60 mm-re adja meg. A próbatest hosszának meghatározása során az elérni kívánt hűlési sebesség értékét kell figyelembe venni. Intenzívebb hűtés elérése érdekében minél hosszabb próbatestre van szükség a befogópofák és a próbatest közötti nagyobb érintkezési felület létrehozása érdekében. A korábban végzett kísérlet alapján 70 mm hosszúságú próbatest kimunkálása mellett döntöttem [9]. A 12 mm vastagságú lemezből hőhatásövezetenként és hűlési időnként 4 darab próbatestet munkáltattam ki. Három darabot az ütővizsgálat elvégzéséhez, illetve egy darabot mikroszkópi felvételek és keménységvizsgálat készítéséhez. A három övezetre és két hűlési időre vetítve összesen 24 darab próbatestre volt szükségem a vizsgálat végrehajtásához. Az esetleges problémák miatt a szükségesnél több próbatest kimunkálása történt meg. A vizsgálat sikerességének érdekében a próbatestek precíz kimunkálására van szükség, a hasáb felületei közti nem megfelelő merőlegesség, illetve rossz felületi minőség esetén az előállított hőhatásövezeti zóna aszimmetrikus lehet, esetleg nem jön létre a próbatest teljes keresztmetszetén. A GLEEBLE rendszerhez tartozó precíziós ellenálláshegesztő célgéppel a próbatestek felületére csatlakoztatott termoelemek egyrészt a hőciklus előállításához beállított hőmérséklet mérését szolgálják, másrészt folyamatos visszacsatolást nyújtanak a megvalósuló hegesztési hőciklus szabályozási folyamatához. Utóbbi funkció azt jelenti, hogy a megvalósuló hőciklus hűlési szakaszában a berendezés a kiválasztott modell matematikai függvénye alapján szakaszosan (impulzusonként) adagolja az áramerősséget. Ebből kifolyólag a termoelemek elhelyezésénél a pontos mérés érdekében ügyelni kell arra, hogy a próbatest közepén helyezkedjenek el, illetve fontos, hogy a vizsgálandó hőmérséklet tartományhoz tartozó termoelemet válasszunk. A hőmérséklet tartományok függvényében két típusú termoelemet használtam fel. A részlégesen átkristályosodott illetve finomszemcsés övezet esetében, melyek csúcshőmérséklete nem haladta meg az 1200 C ot K típusút (NiCr-Ni), míg a durvaszemcsés övezet létrehozása során az első esetben R típusút (PtRh-Pt). Utóbbi esetben azonban a termoelem a kis termofeszültség miatt a vizsgálat szempontjából fontos C tartományban szabályozási problémát okozott a berendezés számára, így ezen övezet előállítása során is K típusú termoelem alkalmazására tértem át.

41 ábra: Precíziós ellenálláshegesztő célgép a termoelemek próbatesten történő rögzítésére 23. ábra: A próbatest felületére felhegesztett termoelem Próbatest Termoelemek Befogópofák 24. ábra: Vizsgálati elrendezés

42 A vizsgálat végrehajtásához szükséges vákuum előállítása után indítható a hőhatásövezeti teszt. A vákuum a felület revesedésének és dekarbonizációjának megelőzését szolgálja. 4.3 Szimuláció végrehajtása A megfelelő technológiai paraméterek beállítása, a termoelemek felhegesztése és a vákuum felállítása után elkezdhettem az első hőhatásövezeti zóna előállítását. A hőhatásövezetek előállítása során rengeteg tapasztalati tényezőt ismertem meg, melyek nagyban segítették a szimuláció pontosabb megértését, illetve nagyban elősegítik a további kísérletek sikerességét. A 24 db sikeresen reprodukált hőhatásövezeti zóna elkészítése három napot vett igénybe, a vákuum felállási idejének, illetve különböző technikai nehézségeknek köszönhetően. Legelőször az 5 s hűlési idővel előállított övezetek szimulációjával kezdtem, azon belül is a durvaszemcsés övezettel. Az első szimuláció során a próbatest szétolvadt. A sikertelen eredmény figyelmetlenségemből adódott, ugyanis a paraméterek beállítása során a termoelem típusa nem volt megfelelően beállítva. A termoelem alkalmazása során nem csupán az adatok beállításához kell nagy figyelmet szentelni, hanem a felhegesztése során is. A különböző termoelemek hegesztési feszültsége eltér, így túl nagy feszültség alkalmazása során a termoelem és a próbatest között kialakuló kötés nem megfelelő, minek következtében termoelem a hőciklus előállítása folyamán a nagy hőmérséklet hatására sikertelen szimulációt eredményezve leválhat a próbatestről. Ahogyan a korábbi fejezetben írtam, az R típusú termoelem a C tartományban a kis termofeszültség miatt szabályozási problémát okozott a berendezés számára, minek okaként több durvaszemcsés övezet előállítása sikertelen volt. 25. ábra: Szétolvadt próbatest

43 A fizikai szimuláció eredményesességét, mint korábbi fejezetben is írtam, nagyban befolyásolja a próbatest előírt méretének és felületi minőségének pontos betartása a befogó pofákkal történő megfelelő érintkezés biztosítása miatt. Nem megfelelő befogás, illetve a próbatest hőtágulásából adódó mechanikai terhelés hatására a próbatest deformálódhat, megolvadhat esetleg el is szakadhat. A durvaszemcsés zóna előállítása során a likvidusz hőmérséklethez közeli, magas csúcshőmérséklet illetve az előbbiekben felsorolt okok együttes hatására több szimuláció is sikertelen lett. (A hőmérséklet hatásának szerepét egy későbbi fejezetben (5.3.) részletesen kifejtem-) 26. ábra: Megömlött és szétszakadt próbatest Ezenkívül a befogópofák felületének rendszeres tisztításának elmulasztása esetén oxidréteg alakulhat ki a felületén, mely rontja a próbatesttel való érintkezés minőségét, ezáltal pedig a szimuláció végén aszimmetrikus vagy nem teljes keresztmetszeten létrejövő hőhatásövezetet kapunk. A befogópofák tisztítására a megfelelő, gyártó által kijelölt tisztítószer alkalmazása ajánlott. 27. ábra: Aszimmetrikus hőhatásövezeti zóna a helytelen felület-előkészítés és befogás miatt

44 HŐHATÁSÖVEZETI ZÓNÁK TULAJDONSÁGAI A kétféle hűlési idővel előállított három hőhatásövezeti zóna tulajdonságait különböző nagyítású mikroszkópi felvételekkel, keménység- és ütővizsgálattal elemeztem. A vizsgálatai eredmények elemzésekor egyaránt tapasztaltam az előzetes várakozásomnak megfelelő, és attól eltérő eredményeket. A mikroszkópi felvételekhez szükséges próbatestek előkészítését saját magam végeztem a laboráns segítségével és felügyeletével. Az előkészítés három szakaszból állt: csiszolásból, polírozásból és maratásból. A csiszolási folyamat során a próbatest felületének csiszolását öt különböző finomságú csiszolópapír alkalmazásával végeztem, szám szerint: 120, 320, 800, 1200 és A csiszolást a felületek 3 µm-es gyémánt pasztás nedves polírozása követte, végül pedig a maratás a vasötvözetekhez általánosan használt 2%-os Nital marószer alkalmazásával történt. Az ütővizsgálatokat -40 C-on végeztem el. Az MSZ EN ISO alapján az ütővizsgálat során kapott értékeknek és az alapanyagszabványban rögzített ütőmunka értéknek összhangban kell lennie. Abban az esetben, ha a hegesztett kötésből kimunkált három hőhatásövezetben bemetszett próbatest ütőmunka értékeinek átlaga legalább akkora, mint az alapanyagra előírt minimális ütőmunka, akkor ütővizsgálat szempontjából az eljárásvizsgálat eredményesnek tekinthető. Ez az érték -40 C-on S960QL acél esetén 27 J. További követelmény, hogy hőhatásövezetenként legfeljebb egy-egy próbatest ütőmunka értéke lehet kevesebb az átlagértékre vonatkozó minimális ütőmunkánál, de minimum annak 70%-át, azaz 19 J-t el kell érnie [8] A próbatesteken szabványos V bemetszést készítettünk. A keménységmérést HV10 vizsgálati terhelés alatt végeztem el. Összesen 5 lenyomatot készítettem, három lenyomatot a próbatest közepén a termoelemek vonalában, kettőt pedig a középső lenyomattól balra és jobbra. Függőleges irányban a lenyomatok között 2,5 egységnyi (lenyomat-átlónyi) távolságot, míg vízszintes irányban 1 egységnyi távolságot hagytam.

45 Próbatest Lenyomat Hőhatásövezet 28. ábra: Próbatesten készült lenyomatok keménységvizsgálat során 5.1 Részlegesen átkristályosodott zóna A részlegesen átkristályosodott zóna esetén a szűk interkritikus hőmérséklettartomány miatt (A 1 és A 3 között) a megfelelő csúcshőmérséklet kiválasztása nagyobb nehézséget okozott. A korábbi kísérlet során a 750 C érték nem bizonyult elegendőnek az 5 s-os hűlési idő esetén (a hevítési sebesség függvényében A c1 hőmérséklet felfelé tolódik), ezért ezen kísérlet során a csúcshőmérsékletet 800 C ra választottam meg[8]. Az eltérő hűlési idővel készült övezetek szövetszerkezete között 1000x nagyítás mellett figyelhető meg igazán, hogy a lassabban hűlt próbatestek esetén az ausztenitesedett részek aránya az alapszövethez képest nagyobb. 29. ábra: A részlegesen átkristályosodott zóna mikroszerkezete 5 és 15 s hűlési idő esetén N=1000x) A keménységmérés során HV10 vizsgálati terhelés mellett egy átlagos keménységet kaptunk eredményül, mivel ekkora terhelési érték mellett a lenyomat egyaránt kiterjed az ausztenitessé alakult és a megeresztett részekre. A várttal ellentétben még a lassabban hűlt, nagyobb vonalenergia értékkel rendelkező próbatest esetében sem tapasztaltam az alapanyaghoz képest keménység csökkenést. A kapott értékek a két hűlési idő esetében közel azonosak, 5 s esetén 348 HV, míg 15 s hűlési idő esetén a

46 T[ C] keménység értéke 351 HV volt, mely értékek kis mértékben térnek el az alapanyag HV keménységétől, megcáfolva a zónával kapcsolatos előzetes elvárásokat. Az ausztenitesedett és az eredeti szövet keménységét egy Mitutoyo mikrokeménységmérő segítségével vizsgáltam meg, a berendezésen alkalmazható legkisebb vizsgálati terhelés, nevezetesen 10 g mellett. A hőciklus során megeresztődő alapszövet keménysége lecsökkent, szélső esetben 300 HV alá, ezzel szemben az ausztenitesedett részek keménysége sok esetben meghaladta a 400 HV-t. Az ütővizsgálat során mindkét hűlési idő esetében az alapanyagon általunk elvégezett ütővizsgálati értékhez képest (160 J) kisebb ütőmunka értéket kaptam. Az eredmények szórása mindkét hűlési idő esetén kis mértékű volt, illetve a különböző hűlési idők esetén mért átlagértékük a keménység értékhez hasonlóan közel azonos lett. Kisebb hűlési idővel készült próbatest esetén 27 J, míg a nagyobb esetén 28 J átlagos ütőmunka elegendő volt a törés bekövetkezéséhez. Az eredményekből arra a következtetésre jutottam, hogy ez a zóna inhomogén jellegéből adódóan a durvaszemcsés övezethez hasonlóan meglehetősen rideg tulajdonsággal rendelkezik. t 8,5/5 = 5 s t 8,5/5 = 15 s t[s] 30. ábra: A két hűlési idő során a részlegesen átkristályosodott zóna előállítását célzó hegesztési hőciklusok

47 Normalizált zóna Ezen hőciklus definiálása során a csúcshőmérséklet értékét 900 C-ra választottam, azonban az első szimulációból készült csiszolat szövetszerkezetéből kiderült, hogy az érték túl alacsony. Ennek indoka az, hogy a 900 C alig a GOS vonal felett található, a gyors hevítés miatt nem érjük el a γ mezőt. A beállított 500 ºC/s hevítési sebesség és 1 s hőntartás mellett az A 3 felfelé tolódása miatt (A c3 ) még nem történt meg a teljes ausztenitesedés, ezért a további kísérletekhez 950 ºC-ra módosítottam a csúcshőmérsékletet. 31. ábra: A normalizált zóna előállítása T max = 900 C-on 5 s hűlési idő esetén (N=1000x, 2% Nital) 32. ábra: A normalizált zóna mikroszerkezete 5 és 15 s hűlési idő esetén (N=1000x, 2% Nital)

48 T[ C] A felvételek vizsgálata során a csiszolati képeken látható, hogy az alapanyagéhoz képest is finomabb szövetszerkezetet (átlagos szemcseméret: 3-5 µm) kaptam, illetve megfigyelhető, hogy a nagyobb hűlési idővel készült próbatesten a szemcseméretek kis mértékben megnövekedtek, valamint a korábbi szimulációkhoz képest a zóna szélessége is nagyobb lett. Az előző zónával ellentétben a keménységvizsgálatkor kapott értékek között jelentős különbséget tapasztaltam. A lassabban hűlt próbatest esetén 363, míg a gyorsabban hűlt esetében az átlagos keménység 418 HV volt. Érdemes megjegyezni, hogy az előbbi esetben kapott keménységérték csak kis mértékben tér el a részlegesen átkristályosodott zóna átlagos keménységétől. A három övezet közül ezen zóna ütőmunka értéke közelíti meg leginkább az alapanyagon általunk elvégezett ütővizsgálati értéket (160 J). A két hűlési idővel készült próbatestek átlagos ütőmunka értéke közötti legnagyobb különbséget itt tapasztaltam, 5 s t 8,5/5 esetén 103 J, míg 15 s esetén 78 J volt elegendő a törés bekövetkezéséhez, mely eredmények alátámasztották a zónától elvárt kiváló szívóssági tulajdonságot. t 8,5/5 = 5 s t 8,5/5 = 15 s t[s] 33. ábra: A kétféle hűlési idő során a normalizált zóna előállítását célzó hegesztési hőciklusok

49 Szemcsedurvult zóna A szemcsedurvulás jelensége már 1100 C-on megkezdődik, a hőciklus paramétereinek meghatározása során a csúcshőmérséklet értékét a lehető legdurvább szemcsék előállításának érdekében a szolidusz hőmérséklethez közel határoztam meg. Továbbá, figyelembe vettem a korábban a GLEEBLE szimulátor segítségével meghatározott alapanyagra vonatkozó NST értéket (1403,8 C), mely hőmérsékleten az anyag lényegében nem képes elviselni semmilyen mértékű mechanikai terhelést[8] [20]. Ezen okok miatt a választott csúcshőmérséklet 1350 C volt. Az NST hőmérséklet figyelembevétele a korábbi 4.3. fejezetben kifejtett okok miatt is lényeges. A hőciklus előállítását követően a mikroszkópi felvételeken szinte szabad szemmel látható, hogy mindkét hűlési idő esetében sikerült a hőhatásövezetben előforduló legnagyobb méretű szemcsékből álló tűs martenzites szövetszerkezetet előállítani, valamint megfigyelhető, hogy a nagyobb hűlési idő esetén a durvaszemcsés övezet szélesebb tartományban állt elő, valamint szemcseméretbeli különbségeket is tapasztaltam. 34. ábra: A szemcsedurvulási zóna mikroszerkezete 5 és 15 s hűlési idő esetén (N=500x, 2% Nital) A keménységmérés kapcsán érdemes megemlíteni, hogy a normalizált zóna 5 s hűlési idejű próbatestéhez tartozó átlagos keménységérték szinte megegyezik az 5 s hűlési idővel hűlt próbatest durvaszemcsés övezetének átlagos keménységével (417 HV10). A 15 s hűlési idővel hűlt darabé a durvaszemcsés övezet esetében 385 HV volt, amely körülbelül 20 HV értékkel nagyobb, mint az ugyanekkora hűlési időhöz tartozó normalizált zóna keménysége. A kapott eredmények a várakozásoknak megfelelően igazolták, hogy egy felkeményedett rideg zóna alakul ki, mely az alapanyaghoz képest szívósságából nagymértékben veszít, és rideg tulajdonságokkal rendelkezik.

50 t 8,5/5 = 5 s t 8,5/5 = 15 s 35. ábra: A kétféle hűlési idő során a szemcsedurvulási zóna előállítását célzó hegesztési hőciklusok

51 ÖSSZEFOGLALÁS, KÖVETKEZTETÉSEK A nagyszilárdságú acélok egyre növekvő alkalmazásának oka az emelő- és anyagmozgatási iparágban a kiemelkedő szilárdsági tulajdonságok miatt elérhető sajáttömeg csökkentés lehetősége, így ezen acélok tulajdonságainak vizsgálata nagy jelentőséggel bír. A dolgozatom elején részletesen bemutattam a nagyszilárdságú acélok csoportosítását és az általam vizsgált alapanyag speciális gyártástechnológiáját, mely az anyagcsoport legnagyobb szilárdságú acéljainak előállítási módszere. Bemutattam a RUUKKI által gyártott direkt edzett nagyszilárdságú acélokat, amelyek a nemesített nagyszilárdságú acélok egyik alternatíváját jelenthetik. A második fejezetben alaposan foglalkoztam a hegesztési problémát okozó nemegyensúlyi szövetszerkezettel, a hegesztés során kialakuló hőciklus hatására létrejövő hőhatásövezeti zónában bekövetkező kedvezőtlen változásokkal. Részleteztem a felmerülő problémákat, a hidegrepedések megjelenését illetve a kilágyulás jelenségét, valamint a későbbi vizsgálataim során előállítani kívánt három hőhatásövezeti zóna tulajdonságait. Nevesítve, a varrathoz közel eső felkeményedett, rideg tulajdonságokkal rendelkező szemcsedurvult zónát, a varrattól távolabb eső részben kilágyult, heterogén tulajdonsággal rendelkező részlegesen átkristályosodott zónát, valamint a köztük elhelyezkedő rendkívül finom szemcseszerkezetű normalizált zónát. A harmadik és negyedik fejezetben bemutattam a hőhatásövezeti zónák tulajdonságainak vizsgálatát lehetővé tevő GLEEBLE 3500 fizikai szimulátort, az alkalmazott hőhatásövezeti teszt modult és annak végrehajtását, illetve a szimulációk során alkalmazott hőciklus modellt. Szakdolgozatom írásakor fontosnak tartottam megemlíteni a kísérletek során kapott új, a további kísérleteket segítő tapasztalati tényezőket. A kísérletek során sikeresen előállítottam mind a három hőhatásövezeti zónát, kétféle hűlési idő esetében, melyek megválasztása az alapanyaggyártó cég hűlési idő tartományra vonatkozó ajánlásának figyelembevételével történt. A hűlési idők a kísérletek során a tartomány alsó és felső határértékei, 5 és 15 s voltak. A legutolsó fejezetben a mikroszkópi felvételek, a keménység- és ütővizsgálati eredmények alapján értékeltem a hőhatásövezetek tulajdonságait.

52 Ahogyan a 36. és 37. ábrán látható, a részlegesen átkristályosodott övezet esetében a várttal ellentétben nem tapasztaltam szilárdság csökkenést, a lassabban hűlt próbatest esetén az alapanyag átlag keménység értékétől kis mértékben, 10 HV értékkel nagyobb keménységet mértem. Mikrokeménység mérés segítségével megvizsgáltam az ausztenitesedett részek és a megeresztett eredeti szövet keménységét. A kapott eredményekből azt tapasztaltam, hogy a megeresztett alapszövet kilágyul, míg az ausztenitesedett részek keménysége a gyorsabban hűlt próbatest esetében egyezik a szemcsedurvult és a finomszemcsés övezet ugyanakkora hűlési idővel hűlt próbatesteinek keménységével. Az ütőmunka eredményei a keménységértékekhez hasonlóan nem mutatnak egymáshoz képest nagy eltérést. Az eredmények alapján megállapítható, hogy egy meglehetősen inhomogén és rideg tulajdonságokkal rendelkező zóna jött létre. A normalizált övezet esetében a hűlési idő hatása a szövetszerkezetre szembetűnő volt. A gyorsabban hűlt próbatest keménysége a 400 HV-t meghaladó értéket adott, míg 5 s hűlési idő mellett adott keménység érték, a részlegesen átkristályosodott zóna szintén 5 s hűlési idővel készült próbatest keménység értékéhez volt közelebb. A mikroszkópi felvételeken látszik, hogy sikerült a legfinomabb szemcseszerkezetet előállítani, valamint a keménység- és ütővizsgálati eredmények igazolták a zóna rendkívül jó szívóssági tulajdonságát. A durvaszemcsés övezet esetében a vártnak megfelelően egy nagyon rideg tulajdonságokkal rendelkező, a lehető legnagyobb durva szemcseszerkezetű övezetet sikerült előállítani. Az elvégzett keménység- és ütővizsgálatok eredményei, illetve a mikroszkópi képek elemzése alapján a durvaszemcsés övezettel szemben várt eredmények beigazolódtak. Az alapanyagétól nagyobb keménység, mind a gyorsabban és lassabban hűlt próbatest esetében, illetve a csekély ütőmunka érték igazolja a szívósság csökkenését. A 37. ábra remekül szemlélteti a meglepő eredményt: a normalizált és a durvaszemcsés övezet közel azonos eredményeit.

53 Ütőmunka, J [-40 C] Átlagkeménység, HV Keménységvizsgálat s s T max [ C] 5 s 15 s 36. ábra: Összesített átlag keménység értékek Ütővizsgálat s 30,30 102,87 26,77 15s 25,33 99,40 28,00 T max [ C] 27J 5s 15s 37. ábra: Összesített ütővizsgálat átlag értékek