DVS Berichte 295 Leseprobe

33. AssistentenseminarFüge- und SchweißtechnikVorträge der gleichnamigen Veranstaltungin Goslar vom 6. bis 8. September 2012Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik,RWTH AachenInstitut für Füge- und Schweißtechnik,Technische Universität BraunschweigInstitut für Füge- und Montagetechnik,Technische Universität ChemnitzInstitut für Schweißtechnik und Trennende Fertigungsverfahren,Technische Universität ClausthalInstitut für Fertigungstechnik,Technische Universität DresdenInstitut für Werkstoff- und Fügetechnik,Otto-von-Guericke-Universität Magdeburg

Bibliografische Information der Deutschen NationalbibliothekDie Deutsche Nationalbibliothek verzeichnet diese Publikation in der Deutschen Nationalbibliografie;detaillierte bibliografische Daten sind im Internet über http://dnb.d-nb.deabrufbar.Das Assistentenseminar Füge- und Schweißtechnik findet mit wechselndem Veranstalter statt.Das 33. Assistentenseminar wurde vom Institut für Schweißtechnik und Trennende Fertigungsverfahrender TU Clausthal veranstaltet. Besonderer Dank gilt den folgenden Personen:Prof. Dr.-Ing. Volker Wesling undDipl.-Ing. Hagen KerlDVS-Berichte Band 295ISBN 978-3-87155-615-9Die Vorträge wurden als Manuskript gedruckt.Alle Rechte, einschließlich Übersetzungsrecht, vorbehalten. Nachdruck und Vervielfältigung jeglicherArt dieses Bandes oder von Teilen desselben nur mit Genehmigung der DVS Media GmbH, Düsseldorf.4 DVS Media GmbH, Düsseldorf * 2013Herstellung: Griebsch & Rochol Druck GmbH & Co. KG, Hamm

VorwortDas 33. jährliche Assistentenseminar der Wissenschaftlichen Gesellschaft Fügetechnik im DVSfand in Goslar, Harz, vom 6. bis 8. September 2012 statt. Dieses Mal wurde es vom Institutfür Schweißtechnik und Trennende Fertigungsverfahren der TU Clausthal organisiert. An derVeranstaltung nahmen folgende Institute teil: das Institut für Fertigungstechnik derTU Dresden, das Institut für Füge- und Schweißtechnik der TU Braunschweig, das Institut fürSchweißtechnik und Fügetechnik der RWTH Aachen, das Institut für Werkstoff- und Fügetechnikder Otto-von-Guericke-Universität Magdeburg, das Institut für Füge- und Montagetechnikder TU Chemnitz und das Institut für Schweißtechnik und Trennende Fertigungsverfahrender TU Clausthal selbst.38 Teilnehmer haben in den 21 Fachvorträgen ihre aktuellen Forschungsarbeiten aus denverschiedenen Themengebieten des Schweißens, Lötens und Klebens sowie der Werkstofftechnikund des mechanischen Fügens vorgestellt. Für junge Wissenschaftler war diese Veranstaltungwieder ein guter Anlass für den regen Meinungsaustausch untereinander und mitden betreuenden Professoren zu den unterschiedlichsten Herausforderungen in der Fügetechnik.Prof. Dr.-Ing. Volker Wesling undDipl.-Ing. Hagen Kerl

Wasserstoffeintrag und -quantifizierung beim Schweißen vonpressgehärtetem Vergütungsstahl 22MnB5O. Schwedler, M. Zinke und S. Jüttner, Institut für Werkstoff- und Fügetechnik,Otto-von-Guericke-Universität MagdeburgDurch den zunehmenden Einsatz höchstfester formgehärteter Vergütungsstähle, wie dem 22MnB5(1.5528) für komplexe crashrelevante Strukturbauteile in der Fahrzeugkarosserie hat die Problematik derwasserstoffunterstützten Schädigung auch in der Automobilindustrie vermehrt an Bedeutung gewonnen.In den hohen Festigkeitsbereichen formgehärteter Vergütungsstähle (R m bis zu 1600 MPa) besteht unterungünstigen Bedingungen, z.B. bei erhöhtem Wasserstoffeintrag und bei Vorliegen erhöhter Zugspannungen,etwa bei der weiteren Verarbeitung dieser Stähle potentiell das Risiko einer Wasserstoffversprödung.Die Wasserstoffquellen können dabei vielfältig sein. Im Rahmen dieser Untersuchungenwird überprüft, inwieweit bei verschiedenen, derzeit standardmäßig eingesetzten Schweißverfahren(MSG, RP, LB) Wasserstoff beim Schweißen des Bor-Mangan-Stahl eingebracht werden kann. Hierzuwird die international gültige Norm DIN EN ISO 3690 herangezogen, die den Ablauf der Wasserstoffbestimmungim Schweißgut von Lichtbogenschweißverfahren beschreibt.1 EinleitungDie heutigen Anforderungen an moderne Automobilesetzen sich aus hohem Fahrkomfort undCrashsicherheit bei gleichzeitiger Verringerungdes spezifischen Gesamtgewichtes der Fahrzeugezusammen. Die Reduzierung des Gewichtesbegründet sich aus dem Ziel, einen geringerenspezifischen Kraftstoffverbrauch zu ermöglichen,woraus eine Reduzierung des Emissionsausstoßesfolgt. Eine entsprechende EU-Verordnungaus dem Jahr 2008 hat eine Verminderung derTreibhausgasemissionen um mindestens 20 %bis 2020 zum Ziel. Hiernach ist die sukzessiveVerringerung des CO 2 -Gehaltes von Neuwagenbis 2020 auf 95 g/km festgelegt. [1] Aus demEinsatz pressgehärteter höchstfester Stähle(R m bis zu 1600 MPa) resultiert die Möglichkeit,geringere Blechdicken einzusetzen, die gleicheoder höhere Festigkeiten im Vergleich zu konventionellenStählen aufweisen. Dieser stofflicheLeichtbau führt dazu, dass das Fahrzeuggewichtverringert wird. [2] Das Fertigungsverfahren derverwendeten höchstfesten Stähle, das Pressbzw.Formhärten (beide Begriffe sind in Verwendung),verbindet die Vorteile der Warmumformungmit dem WärmebehandlungsverfahrenHärten (Abb. 1).Den Vorteilen, die aus dem Einsatz dieser pressgehärtetenhöchstfesten Stähle resultieren, stehtein erheblicher Nachteil gegenüber, die Gefahrvon wasserstoffunterstützter Kaltrissbildung(HACC), die bei der schweißtechnischen Weiter-Abb. 1: Schematischer Ablauf des direkten und indirekten Presshärtens [3]DVS 295 1

verarbeitung dieser Bauteile auftreten kann. DieVoraussetzungen für das Auftreten dieser Art derWerkstoffschädigung ist ein Zusammenwirkenvon Wasserstoffaufnahme (diffusibel), Härtungsgefüge(Martensit) und Spannungen (äußere undinnere Zugspannungen) [4]. Während sich Zugspannungenaus der weiteren Verarbeitung oderdem Einsatz im Betrieb des Bauteils ergeben,kann Wasserstoff auf unterschiedliche Art undWeise in die metallische Matrix eindringen. EineMöglichkeit bilden die mit dem Schweißen verbundenenWasserstoffquellen. Hier sind beispielhaftwasserstoffhaltige Oberflächenbeläge(Kondenswasser, Farb- und Ölreste), Feuchtigkeitaus Schutzgasen und Luftverwirbelungen,aber auch herstellbedingte Wasserstoffanteile imGrund- und Zusatzwerkstoff zu nennen.2 Methodik zur WasserstoffbestimmungFür den Nachweis von Wasserstoff im Schweißgutvon Lichtbogenschweißverfahren ist dieDIN EN ISO 3690:2012 [5] heranzuziehen. LautNorm wird der durch das Schweißen eingebrachteWasserstoff auf die Masse des eingebrachtenSchweißzusatzwerkstoffes bezogen. Der Probekörperist vor und nach dem Schweißen zu wiegenund der Differenzbetrag als Bezugsmasse zuverwenden. Die Schweißungen erfolgen in einerspeziellen Spannvorrichtung als Auftragraupen.Die verwendeten Ein- und Auslaufbleche werdenvor der Wasserstoffquantifizierung entfernt.Bei der Bestimmung des Wasserstoffs wirdzwischen dem Bezug zum reinen, eingebrachtenSchweißgut H D (ausschließlich Schweißzusatz)und dem Wasserstoff im gesamten SchweißgutH F unterschieden, das auch die aufgeschmolzenenAnteile des Grundwerkstoffes berücksichtigt.Die Bestimmung von H F erfolgt nach Gleichung:- 5 )- ;· 0,9 *7*0(1)wobei die Flächeninhalte AD und AF (Abb. 2)durch Planimetrie aus Querschliffen zu ermittelnsind.Abb. 2: Bezugsflächen bei der H F -BestimmungNach [5] beträgt der H-Anteil H F im Schweißgutetwa die Hälfte des diffusiblen Anteils H D , der alsMassenbezug das reine, gewogene Schweißgutzugrunde legt. In den vorgestellten Untersuchungenwird ausschließlich der diffusible Wasserstoffim Schweißgut H F betrachtet, der als Bezugsmasseauch den umgeschmolzenen Grundwerkstoffbeinhaltet. Daraus ergibt sich eine bessereVergleichbarkeit zu Schweißverfahren, wie demWiderstandspunkt- (RP) und Laserstrahlschweißen(LB), bei denen kein Zusatzwerkstoff eingebrachtwird.Die DIN EN ISO 3690 ist ausschließlich zur H-Bestimmung beim Lichtbogenschweißen zunutzen. Daher sollte untersucht werden, in welchemMaße sich diese Norm auf Schweißprozesseohne Zusatzwerkstoff (RP, LB) übertragenlässt.Analytisch bestimmte Wasserstoffmengen werdenals Konzentrationen bezogen auf das Medium,in dem sie vorliegen, angegeben. Währendbei den MSG-Schweißungen, wie bereits beschrieben,die Masse des eingebrachtenSchweißzusatzwerkstoffes die Bezugsmassebildet, besteht diese Möglichkeit prozessbedingtbeim Widerstandspunkt- und Laserstrahlschweißennicht. Für diese beiden Verfahren wurdedaher das aufgeschmolzene Schweißgut – dieSchweißlinse bzw. das Laserschweißgut – alsMassenbezug verwendet. Zunächst wurdenhierfür Querschliffe der geschweißten Probeblecheangefertigt. Aus der ellipsenförmigen Querschnittsflächedes RP-Schweißpunktes wurde eingeometrisch bestimmter Körper, ein Ellipsoidabgeleitet (Abb. 3, links), dessen Volumen ausdem Produkt der Halbachsen nach(Gl. 2) bestimmbar ist., 4: ) 4 3 3·9E 6(2)Bei der Laserschweißnaht wurde dieQuerschnittsfläche des Schweißgutes planimetrischbestimmt (Abb. 3, rechts). Aus dem Produktder Fläche und der Nahtlänge konnte dessenVolumen errechnet werden (Gl. 3)., A> ) * A> ·< A> (3)Zur Bestimmung der Masse des umgeschmolzenenSchweißgutes wurde für beide SchweißverfahrenGl. 4 verwendet.8 RP, +B ) / .B·, RP,+B (4)Aus dieser Multiplikation des Volumens mit derDichte (ρ 22MnB5 = 8,01 g/cm³ [Hora, 2010]) ergibtsich das Bezugsgewicht für die Wasserstoffbestimmungvon Widerstandspunkt- und Laserstrahlschweißnähten.2 DVS 295

3 VersuchsmaterialAbb. 3: Querschliff zur Massenbestimmung von RP-(links) und LB-Schweißgut (rechts)Entsprechend der dargestellten Vorgehensweisewurden für die im Rahmen der vorgestelltenUntersuchungen durchgeführten RP- und LB-Schweißungen die Schweißgutmassen bestimmt.Die Ergebnisse sind in Abb. 4 dargestellt. Diegrößte Schweißgutmasse wurde beim MSG-Prozess ermittelt, wogegen die Masse desSchweißgutes beim RP- und LB-Schweißen nuretwa halb so groß ist.Schweißgutmasse [g]0,80,60,40,20n ≥ 3MSG RP LaserAbb. 4: Ermittelte Schweißgutmassen bei Einsatzunterschiedlicher Schweißverfahren (RechnerischeErmittlung für RP- und LB-Schweißen)Für die Quantifizierung von Wasserstoff in Metallmatrizenexistieren eine Reihe unterschiedlicherMessverfahren. Ein sehr gebräuchlichesVerfahren ist die Warmauslagerung, bei der derWasserstoff durch Temperatureinbringung ausdem Probematerial ausgetrieben und in einenTrägergasstrom (N 2 5.0) eingeleitet wird. DieQuantifizierung selbst erfolgt durch den Vergleichder Wärmeleitfähigkeit zwischen dem mit Wasserstoffkontaminierten Trägergas (Analysegas)und einem reinen Referenzgas (N 2 ). Eine Alternative,die höhere Messgenauigkeiten erzielt, istdie Quadropol-Massenspektrometrie. Hierbeiwird das Analysegas ionisiert und die Ionenwerden durch ein elektrisches Feld beschleunigt.Das Feld wird durch vier parallel angeordneteElektroden, zwei gegenüberliegende Elektrodenbesitzen die gleiche Polung, erzeugt. DiesesWechselfeld können nur Teilchen mit definiertenMassen durchlaufen. Auf diese Weise erfolgteine Masse-Ladungs-Selektierung. Nach demDurchlaufen des elektrischen Feldes treffen dieIonen auf einen Detektor. Der resultierendeIonenstrom wird verstärkt und von einer entsprechendenSoftware ausgewertet.Im Rahmen dieses Beitrages werden die Ergebnissevom 22MnB5 (W.-Nr. 1.5528) ohne Überzugmit einer Blechdicke von 1,5 mm vorgestellt.Das zunächst im ferritisch-perlitischen Ausgangszustandvorliegende Material wurde an deram IWF befindlichen Laborpresshärteanlage(Abb. 6) gehärtet. Dazu wurden zuvor lasergeschnittenePlatinen in einem Ofen unter Schutzgasbei 950 °C für fünf Minuten austenitisiert. ImAnschluss wurden die Platinen bei einer Temperatur,die über der Ac3-Temperatur (ca. 830 °C)liegen muss, in ein Plattenabkühlwerkzeug überführtund abgekühlt. Um eine vollständigeMartensitumwandlung zu gewährleisten, musstedie Abkühlgeschwindigkeit mehr als 27 K/s betragen.[6, 7] Nach dem Presshärteprozesswurden die Bleche bei 180°C für eine Dauer von20 min geglüht, um einen Einfluss möglicherdiffusibler Wasserstoffgehalte aus dem Ofenprozessauf die nachfolgenden Untersuchungenzu vermeiden. Ein Vergleich der mechanischtechnologischenGütewerte des Versuchsmaterialsvor und nach dem Presshärten ist in Abb. 5dargestellt.[MPa]2000150010005000Ausgangszustandn = 5RmmRP0,2p0,2AgehärtetAbb. 5: Mechanisch-technologische Gütewerte desVersuchsmaterials 22MnB5 vor und nach dem Presshärten4 VersuchsdurchführungDie erste Versuchsreihe beinhaltete eine Überprüfungdes Einflusses der für die MSG-Schweißversuche verwendete MassivdrahtelektrodeG3Si1 (W.-Nr. 1.5125, Ø 1,0 mm) auf dieMenge an diffusiblen Wasserstoff beim Schweißen.Massivdrahtelektroden verfügen herstellungsbedingtüber Ziehfette auf der Drahtoberfläche,die eine Quelle für den diffusiblen Wasserstoffim Schweißgut darstellen können. Die Herstellungder Schweißproben und die Bestimmungdes Wasserstoffgehaltes erfolgte nach den Vorgabender DIN EN ISO 3690. Hierzu wurden1612840[%]DVS 295 3

Abb. 6: Miniaturpressanlage am IWF MagdeburgMSG-Auftragraupen auf die vorbereiteten Probekörperder Form C (30 x 15 x 10 mm³) aus wasserstofffreigeglühtem, unlegiertem Stahl (Kohlenstoff≤ 0,18%, Schwefel ≤ 0,02%) aufgebrachtund anschließend normgerecht geprüft. DasVerschweißen der Drahtelektrode erfolgte imAnlieferungszustand (also mit Ziehfetten behaftet)sowie im mit Aceton gereinigten Zustand. DieBestimmung des diffusiblen Wasserstoffs erfolgtemittels Massenspektrometer.In den nächsten Versuchsreihen erfolgten Untersuchungenzum Einfluss weiterer Wasserstoffquellenauf den diffusiblen Wasserstoffgehalt imSchweißgut von MSG-, RP- und LB-Schweißungen.Neben Schweißversuchen unter Normalbedingungen,wurden die zu schweißenden Blechezum einen zuvor mit Kondenswasser und zumanderen mit kohlenwasserstoffhaltigem Konservierungsölbenetzt. Zusätzlich wurden beimMSG- und LB-Schweißen dem Schutzgas bewusstVolumenanteile von 6 % molekularemWasserstoff beigefügt, um beispielsweise Lufteinwirbelungenund damit verbundene Feuchtigkeitsaufnahmenachzuempfinden. Es ist bekannt,dass beim Schweißen ferritischer Stähle normalerweisekein wasserstoffhaltiges Schutzgasverwendet werden darf. Als Basisgas wurde beimMSG-Prozess Stickstoff und beim LaserstrahlschweißenArgon verwendet. Eine Übersicht dervier untersuchten Wasserstoffangebote ist inTabelle 1 aufgeführt.Die verwendeten Geometrien der Schweißprobenfür die einzelnen Schweißverfahren sind inAbb. 7 dargestellt. Die geringe Probengröße(30,0 x 15,0 x 1,5 mm) resultiert aus einem Kompromisszwischen der Handhabbarkeit beimSchweißen und den Abmessungen des Quartzrohresdes Infrarot-Ofens (Innendurchmesser30 mm), das zur Erwärmung der Proben undsomit zur Freisetzung des Wasserstoffs in dasTrägergas dient. Während die MSG-Schweißungenals Auftragraupen durchgeführt wurden,erfolgten die Punkt- und Laserstrahlschweißungenim Überlappstoß. Die für die unterschiedlichenSchweißprozesse relevanten Parametersind in Tabelle 2 wiedergegeben.Tabelle 1: Untersuchte Wasserstoffangebote beimMSG-, RP- und LB-SchweißenSchweißprozessWasserstoffangebot MSG RP LBNormalbedingungen X X XH-haltiges Schutzgas X XKonservierungsöl X X XKondenswasser X X XAbb. 7: Abmessungen der Schweißproben zumMSG-, RP- und LB-Schweißen (v. l. n. r.)Unmittelbar nach Ende des Schweißvorgangeswurden die geschweißten Proben in Anlehnungan die DIN EN ISO 3690 in flüssigen Stickstoffgelagert, um so die Effusion des eingebrachtendiffusiblen Wasserstoffs zu verhindern. Vor demBeginn der Wasserstoffanalytik mittels Massenspektrometerwurden die Bleche der gefügtenÜberlappverbindungen (RP- und LB-Schweißun-4 DVS 295

gen) mechanisch voneinander getrennt. Dieserwies sich als notwendig, um Wasser- undÖlreste zwischen den Blechen vor Messbeginnzu entfernen. Andernfalls könnte das Ergebnisder Wasserstoffanalytik maßgeblich verfälschtwerden.Tabelle 2: Schweißparameter beim MSG-, RP- undLB-SchweißenMSG-SchweißenStromart DC / +DrahtvorschubSchweißgeschwindigkeitDrahtvorschub*Spannung*Streckenenergie*StromartVorhaltezeitNachhaltezeitSchweißstromSchweißzeitElektrodenkraftLaserquelle/LeistungLeistungPulsdauerPulsenergieSpannungFrequenzSchweißgeschwindigkeit5 ErgebnisseRP-SchweißenLB-Schweißen5,4 m/min70,0 cm/min158,0 A22,0 V3,0 kJ/cmDC-MF 1000 Hz500 ms200 ms6,7 kA350 ms3,5 kNNd: YAG Festkörperlaser800 W6 ms19,0 J310 V30 Hz20 cm/min*EffektivwerteDie nach Din EN ISO 3690 ermittelten diffusiblenWasserstoffmengen im Schweißgut bei ungereinigterund gereinigter MassivdrahtelektrodeG3Si1 sind in Abb. 8 gegenübergestellt. Es wirddeutlich, dass der im MSG-Schweißgut nachgewiesenediffusible Wasserstoff maßgeblich vomReinigungszustand der Drahtelektrode abhängt.Der Wasserstoffeintrag in das Schweißgut beigereinigter Drahtelektrode ist nur etwa halb sogroß, wie bei Schweißungen mit Massivdrahtelektrodenim Anlieferungszustand. BeideAbsolutwerte sind jedoch sehr gering.Die Ergebnisse der Untersuchungen zum Wasserstoffeintragins Schweißgut beim MSG-Schweißen des pressgehärteten Versuchsmaterials22MnB5 sind in Abb. 9 dargestellt. Es ist eindeutlicher Einfluss der verwendeten Wasserstoffangeboteauf die im Schweißgut nachgewiesenediffusible Wasserstoffmenge zu erkennen.Der beim Schweißen unter Normalbedingungen,d.h. ohne zusätzliche Wasserstoffquelle, ermittelteWasserstoffgehalt im Schweißgut liegt bei ca.1,2 ml/100g SG . Die Verwendung eines wasserstoffhaltigenSchutzgases (94% N 2 , 6% H 2 )verdreifacht die nachgewiesene H F -Menge.Nochmals signifikant höhere Wasserstoffgehaltevon ca. 9 ml/100g SG werden durch das Benetzender Blechoberfläche mit kohlenwasserstoffhaltigemKonservierungsöl erreicht. Den mit etwa13,3 ml/100g SG höchsten diffusiblen Wasserstoffgehaltim Schweißgut weisen die MSG-Auftragraupen auf, bei denen Wasser als Kondensatauf den Probeblechen vorlag.H F [ml/100 g SG ]Abb. 8: H F -Gehalt im Schweißgut bei gereinigter undungereinigter Drahtelektrode G3Si1H F [ml/100 g SG ]2,01,51,00,50,018,015,012,09,06,03,00,0ungereinigtn >5gereinigtn =3Normalbed. H-SG Öl Kondensw.Abb. 9: H F im Schweißgut von MSG-AuftragsraupenAlle MSG-Schweißungen wiesen einen deutlichenAnstieg im Messsignal des Massenspektrometersauf und für alle Proben konnten reproduzierbareWasserstoffgehalte größer 1 ml/100g Snachgewiesen werden. Bei den Widerstandspunkt-und Laserstrahlschweißproben war derAnstieg im Messsignal dagegen so gering, dasseine quantitative Auswertung durch die Softwaredes Massenspektrometers nicht vorgenommenwerden konnte. Zwar ist qualitativ anhand desSignalverlaufs ein sehr geringer diffusibler Wasserstoffgehaltin den Proben zu vermuten, jedochist das Signal zum Teil kaum größer als dasGrundrauschen.DVS 295 5

Die Ergebnisse zeigen folglich, dass ein grundsätzlicherUnterschied in der Wasserstoffaufnahmein Abhängigkeit vom Schweißprozessbesteht. Bei gleicher Art des Wasserstoffangebotsist der Wasserstoffeintrag in das Schweißgutbeim MSG-Schweißen um ein Vielfachesgrößer als beim Widerstandspunkt- und Laserstrahlschweißen.Bedingt durch die Wirkung desLichtbogens wird der Wasserstoff dissoziiert undaufgrund der großen spezifischen Oberflächedes übergehenden Tropfens von diesem in größererMenge atomar gelöst. Beim LaserstrahlundWiderstandspunktschweißen hingegen liegendeutlich kürzere Aufheiz- und Abkühlratensowie geringere spezifische Schmelzbadoberflächenvor, so dass nur wenig Wasserstoff atomarin der Schmelze gelöst wird. Darüber hinaus sindjedoch eine Reihe weiterer Faktoren zu berücksichtigen,die die Wasserstoffaufnahme bei denuntersuchten Schweißverfahren wesentlich beeinflussen.Dazu zählen vermutlich die starkunterschiedlichen Energieeinträge, die verschiedenenSchweiß- und Abkühlzeiten und insbesonderedie zeitabhängige Größe der flüssigenSchmelzbadoberfläche der einzelnen Schweißverfahren.6 FazitEs wurde eine Methodik vorgestellt, mit der fürWiderstandspunkt- und Laserstrahlschweißungen,die für eine Bestimmung des diffusiblenWasserstoffgehaltes im Schweißgut nachDIN EN ISO 3690 notwendige Schweißgutmasseermittelt werden kann. Mit Hilfe dieser Bezugsgrößekonnte gezeigt werden, dass ein grundsätzlicherUnterschied in der Wasserstoffaufnahmebeim Schweißen des 22MnB5 in Abhängigkeitvom eingesetzten Schweißprozess besteht.Die vorgestellten Untersuchungen zeigen,dass beim MSG-Schweißen vor allem das Kondenswasseroder etwaige Oberflächenverunreinigungen,z.B. Konservierungsöl, auf demGrundwerkstoff als Quellen für eine diffusibleWasserstoffaufnahme darstellen. Beim Widerstandspunkt-und Laserstrahlschweißen von22MnB5 ist der Wasserstoffeintrag dagegen sogering, dass er quantitativ nicht ausgewertetwerden kann.Die Untersuchungen wurden aus Haushaltsmittelndes Bundesministeriums für Wirtschaft undTechnologie (BMWi) über die Arbeitsgemeinschaftindustrieller Forschungsvereinigung „Ottovon Guericke“ e.V. gefördert (AiF-Nr. 17.016 BR /EFB-Nr. 08/210) und von der ForschungsvereinigungEuropäische Forschungsgesellschaft fürBlechverarbeitung e.V. unterstützt. Für dieseUnterstützung sei gedankt.8 Schrifttum[1] N. N.: Die EU-Verordnung zur Verminderungder CO2-Emissionen von Personenkraftwagen(2009).[2] Merklinger, V.; Wielage, B.; Lampke, T.:Entwicklung einer niedrigschmelzenden Legierungund deren Applikation zum Korrosionsschutzhochfester Stähle. In: Materialwissenschaftund Werkstofftechnik (2008)12, S. 888–891.[3] Weigert, P.; Goede, M.; Kurz, H.: Challengesin mass production of press hardened componentsfocussing CO 2 reduction. In: VolvoCar Corporation (Hrsg.): Automotive CircleInternational (2012).[4] Schulze, G.: Die Metallurgie des Schweißens.Eisenwerkstoffe - nichteisenmetallischeWerkstoffe, Heidelberg; New York(2010).[5] DIN EN ISO 3690:2012: Schweißen undverwandte Prozesse - Bestimmung desWasserstoffgehaltes im Lichtbogenschweißgut.[6] Karbasian, H.; Tekkaya, A. E.: A review onhot stamping. In: Journal of Materials ProcessingTechnology (2010) 210, S. 2103–2118.[7] Veit, R.; Hofmann, H.; Kolleck, R.: Untersuchungder Phasenbildung bei der ErwärmungAl/Si-beschichteter Formplatinen. In:Merklein, M. (Hrsg.): 5. Erlanger WorkshopWarmblechumformung. Bamberg (2010),S. 29–36.7 DanksagungDieser Beitrag stellt Teilergebnisse aus demForschungsprojekt AiF-Nr. 17.016 BR / EFB-Nr.08/210) dar.6 DVS 295

Ermittlung der Verbindungseigenschaften von Punktschweißelementenunter Berücksichtigung fertigungsbedingterImperfektionenJ. Veit, A. Schram und V. Wesling, Institut für Schweißtechnik und Trennende Fertigungsverfahren,TU ClausthalHochmanganhaltige TWIP-Stähle weisen aufgrund ihrer besonderen physikalischen Eigenschaften einhohes Potenzial zum Leichtbau und zur Verbesserung der passiven InsassenSicherheit im Verkehrssektorauf. Beim Widerstandspunktschweißen dieser Stähle, kann es zu Heißrissen in der Schweißlinsekommen. Die Heißrisse können bei dem Legierungskonzept Fe-Mn-Al-Si unter Laborbedingungen eineAusdehnung von bis zu 50 % des Linsendurchmessers ausgehend von der Schweißpunktmitte aufweisen.Für den Einsatz des Werkstoffes ist deshalb eine Kenntnis des Einflusses solcher Imperfektionenauf das Tragverhalten der Verbindung zwingend erforderlich. Zu diesem Zweck wurden in den nachfolgendvorgestellten Untersuchungen Schweißpunkte mit unterschiedlichen Schädigungsgrößen erzeugtund unter quasistatischer, schwingender als auch schlagartiger Belastung geprüft. Es stellte sich heraus,dass erst ab Schädigungsgrößen von über 50 % des Schweißlinsendurchmessers ein signifikanter Festigkeitsabfallder Verbindungen auftritt.1 EinleitungAufgrund der gestiegenen Komfort- und Sicherheitsansprüchebei der Entwicklung neuer Fahrzeuggenerationen,die weiterhin bezahlbar undzunehmend auch ökologisch vertretbar entwickeltund produziert werden müssen, stehen Leichtbaulösungenund zugehörige Werkstoffe ganzoben auf der Agenda der Fahrzeugentwicklerund Werkstofflieferanten. Die Stahlindustrie stelltsich dieser Herausforderung mit Stahlneuentwicklungen.Bruchdehnung[%]70605040302010HSD600 ® -StahlX70MnAlSi 15 2.5 2.500 200 400 600 800 1000 1200 [MPa]StreckgrenzeBild 1: Einordnung der TWIP-Stähle [3]FeMn-StahlgruppeKonventionelleStähleEine dieser Entwicklungen ist die Gruppe derhochmanganhaltigen TWIP-Stähle, die nebeneiner hohen Festigkeit und Duktilität (Bild 1) aucheine geringere Dichte im Vergleich zu den konventionellenStählen aufweisen und somit prädestiniertfür den Werkstoffleichtbau sind [1, 2, 3,4]. Für den Einsatz dieser Stähle im Automobilbauist eine Verarbeitbarkeit entlang der Prozesskettezu gewährleisten. Hierbei kommt geradeim Karosserierohbau der Fügeeignung derWerkstoffe eine tragende Rolle zu.Vor dem beschriebenen Hintergrund wird im vorliegendenArtikel auf die Schweißeignung desHSD ® 600-Stahls (Produktname der SalzgitterFlachstahl GmbH) am Beispiel des Widerstandspunktschweißenseingegangen. Aufgrund derphysikalischen Eigenschaften des HSD ® 600-Stahls (Tabelle 1) können beim WiderstandspunktschweißenHeißrisse in der Schweißlinsenmitteauftreten (Bild 2).Tabelle 1: Physikalische Eigenschaften desHSD ® 600 im Vergleich zu konventionellenStählenPhysikalische Eigenschaften H340 X5CrNi1810 HSD ® 600Bei den Heißrissen handelt es sich um Erstarrungsrisse,die aufgrund des großen Wärmeausdehnungskoeffizientenund Erstarrungsintervallsentstehen. Dieser Effekt kann durch Fertigungstoleranzen,wie z. B. Blechaufsprünge, zusätzlichverstärkt werden, weil dadurch die effektiveElektrodenkraft, die für den Schweißprozess zurVerfügung steht, reduziert wird [5]. Unter Laborbedingungenhergestellte Schweißungen weisenHeißrisse auf, die sich bezogen auf die Linsen-Wärmeausdehnungskoeffizient500°CWärmeleitfähigkeit bei RT[W/(m*K)]Erstarrungsintervall(schnelle Abkühlung) [°C]15x10 -6 18x10 -6 19x10 -664 15 11140 170 290Liquidustemperatur [°C] 1530 1460 1377DVS 295 7

mitte maximal über 50 % des Schweißlinsendurchmesserserstrecken.Tabelle 3: Chemische Zusammensetzung desHSD ® 6002.5 mm20 µmMaterialC[%]Mn[%]Al[%]Si[%]HSD ® 600 0,681 15,90 2,51 2,53Röntgenaufnahme200 µmA1 mmA2.2 ProbengeometrieQuerschliffBild 2: Heißrisse beim artgleichen Widerstandspunktschweißenvon HSD ® 600-StahlDer Einfluss von Imperfektionen bei Widerstandspunktschweißungenauf das Tragverhaltender Verbindung bei konventionellen Stählen warGegenstand einer Vielzahl von Forschungsarbeiten.Sowohl unter quasistatischer, schwingenderund schlagartiger Beanspruchung konnte je nachKrafteinleitungsrichtung nur ein geringer odersogar kein Einfluss auf die Festigkeit der Fügeelementeermittelt werden [5, 6, 7, 8, 9, 10, 11].Für die hochmanganhaltigen TWIP-Stähle liegendagegen noch keine Erkenntnisse vor. Aufgrundder besonderen physikalischen und mechanischtechnologischenEigenschaften dieser Werkstoffgruppeist eine Übertragung der Erkenntnisseaus [6], in dem der Einfluss von Rissen auf dasTragverhalten an austenitischen Stählen untersuchtwurde, nur stark eingeschränkt möglich.In diesem Beitrag wurde daher durch eine gezielteNachbildung der Heißrisse in der Linsenmittein unterschiedlichen Größen der Einfluss auf dasTragverhalten bei verschiedenen Belastungsartenuntersucht.2 Experimentelle Untersuchungen2.1 VersuchswerkstoffeBruchfläche A-A;HeißrissstrukturAls Versuchswerkstoff stand ein HSD ® 600-Stahlmit einer Blechdicke von t = 1,5 mm zur Verfügung.In Tabelle 2 sind die mechanisch-technologischenEigenschaften und in Tabelle 3 diechemische Zusammensetzung des Versuchswerkstoffesaufgelistet.Für alle Untersuchungen unter quasistatischerund dynamisch schwingender Last wurde dieKSII-Probengeometrie (Bild 3) verwendet, die amLWF Paderborn entwickelt wurde [12]. Bei diesemPrüfkörper handelt es sich um eine Einelementprobe,mit der unterschiedliche Lasteinleitungswinkelrealisiert werden können.Bild 3: KSII-Prüfkonzept [8]Für die Prüfung unter schlagartiger Belastungwurde ein bauteilähnlicher Prüfkörper benutzt[13]. Es wurde ein Z-Profil gewählt, dass an einemFallturm longitudinal gecrasht wurde. InBild 4 sind der Prüfstand und die Probengeometriedargestellt. Das Z-Profil besitzt eine 25 mmFlanschbreite und wird auf jedem Flansch mit 10Schweißpunkten gefügt. Zur definierten Krafteinleitungwird das Profil beidseitig mit einem Deckelgeschlossen.Z-Profil1250,2Tabelle 2: Mechanisch-technologische Eigenschaftendes HSD ® 600R 1,399 990,2Material R p0.2[MPA]R m[MPA]A 80[%]E-modulus[G-Pa]Density[g/cm 3 ]HSD ® 600 620 1000 50 180 7,35Bild 4: Prüfstand und Probengeometrie für longitudinalenCrashversuchR 1,325 250,28 DVS 295

2.3 VersuchsprogrammDie Versuche umfassen verschiedenen Beanspruchungsartenund -richtungen. Der Schweißpunktdurchmesserd p wurde für alle Proben als:d P = 4,75 * @t Bdefiniert, wobei t B der Einzelblechdicke entspricht.Er liegt somit im unteren Bereich desnutzbaren Schweißstromes.Im Detail wurden Versuche unter quasistatischerLast mit Kopf- und Scherzugbeanspruchungendurchgeführt. Es wurden jeweils 7 Proben proSatz geprüft. Darüber hinaus wurde auch dasVerhalten unter dynamisch schwingender Beanspruchungim Scherzug ermittelt. Hierfür wurdedie Zeitfestigkeitsgerade mit dem Horizontenverfahrenbestimmt. Zu diesem Zweck wurden 2Lasthorizonte mit jeweils 7 Proben geprüft. Alsdritter Beanspruchungsart wird der Einfluss einerschlagartigen Belastung untersucht. Pro Satzwurden 3 Z-Profile geprüft.Um den Einfluss von Heißrissen in der Schweißlinsenmitteauf das Tragverhalten der Verbindungbeurteilen zu können, müssen unterschiedlichgroße Schädigungsgrößen untersucht und mitrissfreien Proben verglichen werden. Im vorliegendenArtikel wurde auf den bekannten Ansatzaus [7] und [10] zurückgegriffen, bei dem dieHeißrisse in der Linsenmitte durch das definierteEinbringen von Durchgangsbohrungen nachgebildetwerden (Bild 5).0% 25% 50% 75%Bild 5: Nachbildung von Heißrissen in der Schweißlinsenmittemit DurchgangsbohrungenDie Schädigungsgröße wird prozentual bezogenauf den Schweißlinsendurchmesser angegeben.Bei den Versuchen unter schlagartiger Beanspruchungwurden nur un- und 50 %-geschädigteProben untersucht. Die Übertragbarkeit diesesAnsatzes auf Proben mit realen Rissen wurde imFolgenden überprüft.Die Versuchsprüfkörper wurden unter Laborbedingungenhergestellt. Alle Proben wurden vorder weiteren Verwendung bzw. Prüfung geröntgt.Es wurden nur die Proben weiterverwendet, diekeine Heißrisse aufweisen. In diese Proben wurdendann im nächsten Schritt die unterschiedlichgroßen Bohrungen eingebracht. Ein Teil der Probenwurden als heißrissfreie Referenzprobenverwendet.2.4 Numerische Überprüfung der RissnachbildungZur Verifikation der Vorgehensweise zur Nachbildungder Heißrisse in der Schweißlinsenmittewurden die Belastungszustände an einemSchweißpunkt mittels FEM-Simulation (ANSYS)nachgebildet. Hierzu wurde das Halbmodell einerKSII-Probe aufgebaut (Bild 6).Bild 6: Simulationsmodell der KSII-ProbeIm zentralen Bereich der Schweißlinse wurde einextrem feines Netz erzeugt. Die Außenbereicheder Linse sind zugunsten der Rechenzeit wenigerfein vernetzt. In der horizontalen Mittelebene derLinse wurden verschiedene Heißrissvariantennachgebildet, die sich in Volumina und Formenunterscheiden. In Bild 7 sind exemplarisch dieErgebnisse unter Scherzugbelastung an einer50 %-geschädigten Probe dargestellt. Es wird dieBelastung einer Prüfung unter dynamischschwingender Last mit einer Prüfkraft von 5 kNnachgebildet und mit einer rein elastischen Verformunggerechnet.Ungeschädigte ProbeBohrung 50 %„Realer“ HeißrissBild 7: Numerische Simulation der Kopfzugbelastungunter zyklischer LastDie Simulation zeigt deutlich, dass weder durcheinen Riss in der Fügeebene noch durch eineDurchgangsbohrung der Spannungszustand imVergleich zur unbeschädigten Probe signifikantbeeinflusst wird. Die maximalen Spannungenliegen nach wie vor in der Fügeebene am Linsenrandan, wo üblicherweise bei dynamisch wechselnderBelastung auch der Startpunkt der Rissinitiierungerfolgt.DVS 295 9

1.8 mm1.8 mm1.8 mm1.8 mm1.8 mm1.8 mm1.8 mm1.8 mmFür die Verifizierung der Simulation wurden Probenmit einer 75 %-Schädigung angeschwungenund der Rissverlauf anhand von Schliffbildernbestimmt (Bild 8). Es zeigt sich, dass die Rissean den in der Simulation bestimmten Bereichender lokalen Spannungskonzentration zwischenden Blechen starten und entlang der WEZ zurBlechoberfläche verlaufen.N = 70.000 N = 80.000 N = 90.000 N = 105.000Riss Riss Riss RissBild 8: Rissverlauf unter zyklischer Last an einer Probemit 75 % Schädigung3 ErgebnisseAn allen Proben der nachfolgenden Versuchewurde der Punktdurchmesser bestimmt. Übergreifendfür alle Versuchsreihen ist ein gemittelterPunktdurchmesser mit Standardabweichungvon 5,81 ± 0,06 mm ermittelt worden und liegtsomit in der definierten Vorgabe. Die Bewertungdes Einflusses der Imperfektionen auf das Tragverhaltenerfolgt in Anlehnung an das MerkblattDVS 2935-2 [10].3.1 Kopfzug unter quasistatischer LastDie Ergebnisse aus dem Versuch unter Kopfzugbeanspruchungbei quasistatischer Last sind inBild 9 dargestellt.Zugkraft [kN]MaximalwertMittelwertMinimalwertVerlängerung bis Bruch [mm]MaterialHSD600 ®Blechdicket = 1,5 mmFügetechnologiePrüfverfahrenQuasistatische KopfzugprüfungDie ungeschädigten Proben (Im Labor hergestellteReferenzproben) weisen eine Festigkeit von13,9 kN und einen Weg bis zum Bruch von6,2 mm auf. Bei einer 25 %-Bohrung steigen diegemittelten Kraftwerte und der Weg bis zumBruch auf 15,1 kN bzw. 7,3 mm an. Die verbessertenKennwerte im Vergleich zu den ungeschädigtenProben werden durch die eingebrachteBohrung hervorgerufen. Die Bohrung senkt zumeinen die Eigenspannungen im Fügelement undermöglicht zum anderen dem Werkstoff bei anliegenderLast eine Verformung in die Bohrung,wodurch es zu einem günstigeren Belastungszustandkommt. Die Proben mit einer 50 %-Schädigung weisen eine Festigkeit unter Kopfzugbeanspruchungvon 12,7 kN und einen gemitteltenWeg bis zum Bruch von 6,3 mm auf undliegen unter Berücksichtigung der Streubereicheauf einem vergleichbaren Niveau wie die ungeschädigtenProben. Die Kennwerte der Probenmit einer 75 %-Bohrung fallen zur Referenz miteiner Kopfzugfestigkeit von 9,0 kN und einemWeg bis zum Bruch von 4,9 mm stark ab. Beiden Proben mit 0 % und 25 %-Schädigung versagenalle Proben durch Ausknöpfen, wohingegenbei größerer Schädigung als Versagensverhaltenausschließlich der Scherbruch auftritt.Zusammenfassend ist für den BelastungsfallKopfzug unter quasistatischer Last festzuhalten,dass bis zu einer Schädigungsgröße von 50 %keine signifikante Verschlechterung der Verbindungseigenschaftenzu verzeichnen ist. Bei einerBohrung von 75 % des Linsendurchmessers fallendie gemittelten Festigkeitswert und der Wegbis zum Bruch um 35 % bzw. 21 % ab. Dies stelltdamit eine deutliche Beeinflussung der Tragfähigkeitder Verbindung dar.3.2 Scherzug unter quasistatischer LastZugkraft [kN]ScherbruchScherbruchScherbruchMaximalwertMittelwertMinimalwertScherbruchVerlängerung bis Bruch [mm]MaterialHSD600 ®Blechdicket = 1,5 mmFügetechnologieWiderstandspunktschweißenWiderstandspunktschweißenPrüfverfahrenQuasistatische ScherzugprüfungAusknüpfbruch Ausknüpfbruch Scherbruch Scherbruch0 % 25 % 50 % 75 %Bild 9: Quasistatischer Kopfzug HSD ® 600PunktdurchmesserØ d N = 5,81 ± 0,06 mm0 % 25 % 50 % 75 %PunktdurchmesserØ d N = 5,81 ± 0,06 mmBild 10: Quasistatischer Scherzug HSD ® 600Bei einer Scherzugbeanspruchung unter quasistatischerLast (Bild 10) erreichen die ungeschädigtenReferenzproben eine gemittelte Scherzugfestigkeitvon 17,0 kN und Wege bis zum Bruchvon 2,6 mm. Proben mit einer Schädigungsgrößevon 25 % weisen eine Festigkeit von 16,4 kN beieinem Weg bis zum Bruch von 2,3 mm auf undliegen somit auf einem ähnlichen Niveau wie die10 DVS 295