Kurzzeitfestigkeit von Schweißverbindungen: Ein Verfahren zur Parameteridentifikation lokaler zyklischer Spannungs-Dehnungs- Kurven bei Werkstoffinhomogenitäten auf Basis der digitalen Bildkorrelation Vom Fachbereich 13 – Bau- und Umweltingenieurwissenschaften der Technischen Universität Darmstadt zur Erlangung des akademischen Grades eines Doktor-Ingenieurs genehmigte DISSERTATION vorgelegt von Dipl.-Ing. Eliane Ahrend (geb. Lang) aus Esslingen am Neckar Darmstadt 2018 D 17 Referent: Korreferent: Tag der Einreichung: Tag der mündlichen Prüfung: Prof. Dr.-Ing. Michael Vormwald Prof. Dr.-Ing. Wolfgang Fricke 3. April 2018 6. Juni 2018 Veröffentlicht unter CC BY-SA 4.0 International https://creativecommons.org/licenses/ Eliane Ahrend Kurzzeitfestigkeit von Schweißverbindungen: Ein Verfahren zur Parameteridentifikation lokaler zyklischer Spannungs-Dehnungs-Kurven bei Werkstoffinhomogenitäten auf Basis der digitalen Bildkorrelation Darmstadt, Technische Universität Darmstadt Jahr der Veröffentlichung der Dissertation auf TUprints: 2018 Tag der mündlichen Prüfung: 06.06.2018 URN: urn:nbn:de:tuda-tuprints-80838 URL: https://tuprints.ulb.tu-darmstadt.de/id/eprint/8083 Kurzfassung Die vorliegende Arbeit befasst sich mit dem Verhalten von Schweißverbindungen unter zyklisch elastisch-plastischer Beanspruchung und den maßgebenden Einflussgrößen auf deren Lebensdau- er. Darüber war bislang sehr wenig bekannt. So stützen sich aktuell im Kurzzeitfestigkeitsbereich anwendbare Regelwerke aus Mangel an belastbaren Daten überwiegend auf Erkenntnisse, die aus Untersuchungen im Langzeitfestigkeitsbereich gewonnen wurden. Insbesondere dem Einfluss der Werkstoffinhomogenität wurde bisher kaum Beachtung geschenkt. Im Sinne einer sowohl wirt- schaftlichen als auch sicheren Auslegung der Bauteile, sollten jedoch alle relevanten Einflussgrö- ßen im Bemessungskonzept zutreffend erfasst werden. An Proben stumpfgeschweißter Rohre aus austenitischem Werkstoff, die im realen Einsatz hohen zyklischen Beanspruchungen ausgesetzt sind, wurden umfangreiche werkstoffkundliche Untersu- chungen vorgenommen sowie Kurzzeitfestigkeitsversuche durchgeführt. Während der Versuche wurden Dehnungsfelder im Nahtbereich optisch gemessen. Besonders auffällig war, dass bei hoher zyklischer Belastung die Anrisse an Stellen im Grundwerkstoff auftraten, an denen die höchsten lokalen Dehnungsamplituden gemessen wurden. Die Nahtkerbe spielt hier somit eine unterge- ordnete Rolle. Zur Erfassung der Werkstoffinhomogenität wurde ein Verfahren entwickelt, das anhand der ge- messenen Dehnungen lokale zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurven bestimmen kann. Die Pa- rameteridentifikation erfolgt vollautomatisiert unter Einsatz von Finite-Elemente-Simulationen. Innerhalb von fünf bis zehn Iterationen können mehrere hundert lokale zyklische Werkstoffpa- rameter identifiziert werden. Zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurven können nun so lokal be- stimmt werden wie die Dehnungen in einem auf Basis der digitalen Bildkorrelation gemessenen Dehnungsfeld. Zonen unterschiedlicher Festigkeit müssen nicht im Vorhinein bekannt sein. Nachdem die Werkstoffinhomogenität in der Simulation berücksichtigt wurde, konnten Deh- nungsamplituden realitätsnah berechnet, Versagensorte an der richtigen Stelle indiziert und Le- bensdauern anhand der Werkstoff-Wöhlerlinie des Grundwerkstoffs zutreffend ermittelt werden. Durch die Anwendung des Verfahrens konnte eine deutliche Korrelation zwischen dem zyklischen Festigkeitskennwert R′p0,2 und der Härte aufgezeigt werden. Aus der Literatur bekannte Korrela- tionsfunktionen eigneten sich jedoch nicht zur Abschätzung der zyklischen Werkstoffkennwerte in durch den Schweißprozess stark verfestigten Bereichen. Deshalb wurde eine neue Abschätz- formel entwickelt, die für vergleichbare Schweißverbindungen angewendet werden kann. Mithilfe des Verfahrens lässt sich auch zyklisches Ver- und Entfestigungsverhalten beobachten. In Einstufen-Versuchen zeigten die untersuchten Nähte überwiegend zyklisch stabiles Verhal- ten, im Mehrstufen-Versuch konnte deutliche Entfestigung in den Bereichen um die Nahtwurzel festgestellt werden. Abstract The present work deals with the behaviour of welded joints under cyclic elastic-plastic strains and the relevant factors influencing their fatigue lives. Until now, there was little knowledge about it. Thus, guidelines currently applicable in the low-cycle fatigue regime are mainly based on findings that were obtained from studies in the high-cycle fatigue regime due to a lack of reliable data. In particular, the influence of material inhomogeneities has so far received little attention. For the purpose of an economic as well as reliable design of the components, however, all relevant fatigue influencing factors have to be considered adequately in the design concept. On specimens from butt-welded pipes made of austenitic steel – in real usage exposed to low- cycle loadings – extensive material science investigations were carried out and low-cycle fatigue tests were performed. During the tests, strain fields around the section of the weld seam were measured optically. It was noticeable that at low-cycle loadings the cracks occured in the base material where the highest local strain amplitudes had been measured, before. Thus, the weld notch plays a subordinate role under these conditions. In order to consider the material inhomogeneity a procedure has been developed that is able to identify parameters of local cyclic stress-strain curves based on the measured strains. The parameter identification is fully automated under the use of finite element simulations. Within five to ten iterations several hundreds of local cyclic material parameters are identified. Now, cyclic stress-strain curves can be determined as local as strains can be measured by digital image correlation. Zones of different cyclic material strength need not be known in advance. After the material inhomogeneity was considered in the simulation, realistic strain amplitudes could be calculated, the crack initiation could be indicated correctly at the real failure location and the fatigue lives could be determined by the base material Wöhler curve. The application of the procedure revealed a significant correlation between the cyclic material parameter R′p0,2 and the hardness. Correlation functions known from the literature were not able to estimate the cyclic material parameters in areas strongly hardened by the welding process. Therefore, a new estimation formula was developed that is applicable for comparable welded joints. The procedure can also be used in order to detect cyclic hardening and softening of the local materials. At single-stage tests the here investigated weld seams showed mainly cyclic stable behaviour, in multi-stage tests cyclic softening in the areas around the weld root was observed. Inhaltsverzeichnis Nomenklatur VII 1 Einleitung 1 2 Grundlagen 5 2.1 Verhalten von Stahl unter zyklischer Beanspruchung . . . . . . . . . . . . . . . . 5 2.1.1 Hysteresen und zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve . . . . . . . . . . . 5 2.2 Wöhlerlinien . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 8 2.2.1 Spannungs-Wöhlerlinie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 8 2.2.2 Dehnungs-Wöhlerlinie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 2.3 Metallurgie des Schweißens austenitischer Chrom-Nickel-Stähle . . . . . . . . . . 10 3 Experimenteller Teil 13 3.1 Grundcharakterisierung der Proben . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 13 3.1.1 Rohr und Grundwerkstoff . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 14 3.1.2 Schweißnaht und Schweißgut . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 16 3.1.3 Gefüge aus Grundwerkstoff und Schweißgut . . . . . . . . . . . . . . . . . 18 3.1.4 Technische Zeichnung und reale Probengeometrie . . . . . . . . . . . . . . 19 3.2 Scannen der Proben . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 20 3.2.1 Scannen der globalen Geometrie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 20 3.2.2 Scannen der Nahtgeometrie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22 3.2.3 Geometrieparameter . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 25 3.3 Zugversuche . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 27 3.4 Schwingversuche Teil I . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 28 3.4.1 Versuchsaufbau und -durchführung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 28 3.4.2 Versuchsergebnisse . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 29 3.5 Eigenspannungen und Spannungsarmglühen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 34 3.6 Schliffbilder . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 34 3.6.1 Präparation der Proben . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 35 3.6.2 Analyse der Schliffbilder . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 35 3.7 Härtemessungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40 3.7.1 Das UCI-Verfahren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 41 3.7.2 Ergebnisse der Härtemessungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 42 3.8 Messungen der Oberflächenrauigkeit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 45 3.9 Optische Dehnungsmessungen – Schwingversuche Teil II . . . . . . . . . . . . . . 46 3.9.1 Versuchsprogramm . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 47 3.9.2 Digitale Bildkorrelation (DIC) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 48 3.9.3 Kalibrierung für die 3D-Bildkorrelation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 48 3.9.4 Vorbereitung der Probe . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 49 3.9.5 Versuchsaufbau und -durchführung (Schwingversuche Teil II) . . . . . . . 50 3.9.6 Berechnung der Dehnungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 51 3.9.7 Ergebnisse der optischen Dehnungsmessungen . . . . . . . . . . . . . . . . 54 3.9.8 Weitere Versuchsergebnisse . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 56 VI Inhaltsverzeichnis 4 Stand der Technik 59 4.1 KTA 3201.2 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 61 4.2 DIN EN 13445-3 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 62 4.3 IIW-Empfehlungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 63 4.4 Fazit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 63 5 Einflussgrößen auf die Kurzzeitfestigkeit von Schweißverbindungen und deren Er- fassung 65 5.1 Einflussgröße Werkstoff . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 66 5.1.1 Bestimmung lokaler zyklischer Spannungs-Dehnungs-Kurven . . . . . . . 66 5.1.2 Transientes Verhalten des Werkstoffs X6CrNiNb18-10 (1.4550) unter Er- müdungsbeanspruchung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 72 5.1.3 Werkstoff-Wöhlerlinien . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 76 5.2 Weitere Einflussgrößen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 77 5.3 Bauteilbasierte Konzepte für den Kurzzeitfestigkeitsbereich . . . . . . . . . . . . 83 6 Entwickeltes Verfahren zur Bestimmung lokaler zyklischer Spannungs-Dehnungs- Kurven 85 6.1 Vorbemerkungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 85 6.2 Vorstellung des Verfahrens . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 87 6.3 Programmtechnische Umsetzung des Verfahrens . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 88 6.3.1 Vorbereitung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 90 6.3.2 Operationen des Algorithmus’ . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 92 7 Anwendung des Verfahrens 97 7.1 Vorstudie: Einfluss der Elementierung auf die berechneten Dehnungen bei Werk- stoffinhomogenitäten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 98 7.2 Testmodell I – Werkstoffinhomogenität über Probenabschnitte . . . . . . . . . . 102 7.2.1 Variation: „Vergleichsdehnungen = False“ . . . . . . . . . . . . . . . . . . 107 7.2.2 Variation: „n_Strich_konstant = False“ . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 107 7.2.3 Knotenwerkstoff und Partitionswerkstoff . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 108 7.2.4 Fixe Partitionierung mit 300 Partitionen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 110 7.3 Testmodell II – Werkstoffinhomogenität über den Querschnitt . . . . . . . . . . . 113 7.4 Testmodell III – mit realitätsnaher Werkstoffinhomogenität . . . . . . . . . . . . 117 7.4.1 Verwendung eines konstanten, aber nicht zutreffenden Parameters n’ . . . 121 7.5 Geschweißte Proben aus Kapitel 3 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 123 7.5.1 Ergebnisse im Bereich elastischer Dehnungen . . . . . . . . . . . . . . . . 128 7.5.2 Einfluss der Programmvariablen zur Steuerung der adaptiven Partitionie- rung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 130 7.5.3 Ermittlung des transienten Werkstoffverhaltens . . . . . . . . . . . . . . . 131 7.5.4 Korrelation von Härte und Festigkeit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 134 7.5.5 Ermittlung der Lebensdauer . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 136 8 Zusammenfassung und Ausblick 139 Literaturverzeichnis 145 Abbildungsverzeichnis 155 Tabellenverzeichnis 161 Anhang 163 Nomenklatur Abkürzungen AiF Arbeitsgemeinschaft industrieller Forschungsvereinigungen ASME American Society of Mechanical Engineers BMBF Bundesministerium für Bildung und Forschung CAD Computer-Aided Design CCD Charge-Coupled Device, ladungsgekoppeltes Bauteil im lichtempfindlichen CCD- Sensor CNC Computerized Numerical Control const. Konstant DIC Digital Image Correlation DIN Deutsches Institut für Normung FE Finite Elemente FKM Forschungskuratorium Maschinenbau FSRF Fatigue Strength Reduction Factor GW Grundwerkstoff HB Brinellhärte HCF High Cycle Fatigue HV Vickershärte ifs Institut für Füge- und Schweißtechnik der Technischen Universität Braun- schweig IfW Institut für Werkstoffkunde der Technischen Universität Darmstadt IGF Industrielle Gemeinschaftsforschung IIW International Institute of Welding IPCT Image Pattern Correlation Technique, entspricht DIC IST Incremental Step Test JSMS Japanese Society of Materials Science kfz kubisch flächenzentriert KTA Kerntechnischer Ausschuss LCF Low Cycle Fatigue LD Lebensdauer log. logarithmisch PhM Fachgebiet Physikalische Metallkunde der Technischen Universität Darmstadt R-Verhältnis Spannungs-, Dehnungs- oder Kraft-Verhältnis RCC-M Règles de Conception et de Construction des Matériels Mècaniques RK Rauigkeitskorrektur RT Raumtemperatur SN Schweißnaht SQP Sequentielle Quadratische Programmierung UCI Ultrasonic Contact Impedance UML Uniform Material Law USM Uniform Stress Method V2A entspricht Werkstoff 1.4301 (X5CrNi18-10), AISI 304 VFM Virtual Fields Method WIG Wolfram-Inert-Gas VIII Inhaltsverzeichnis Formelzeichen α Neigungswinkel und ‘yield’ offset (Materialmodell) α′ (Verformungsinduzierter, kubisch raumzentrierter) Martensit ∆σeq,l Linearisierte Vergleichsspannungsschwingbreite ∆f Resonanzfrequenzverschiebung ∆ Differenz oder Schwingbreite δ Phase des Eisens ηS Lokale Koordinate für die Ansatzfunktion der DIC γ Schubverzerrung, ‘Chaboche-Parameter’ [69] γS Lokale Koordinate für die Ansatzfunktion der DIC κ Verhältnis der Spannungsdauerfestigkeiten von rauer zu glatter Oberfläche ν Querdehnzahl ρ∗, ρ∗el-pl Ersatzstrukturlänge, elastisch-plastisch Ersatzstrukturl. ρf, ρ Fiktiver Kerbradius, Kerbradius σ (Lokale) Spannung σ′f Schwingfestigkeitskoeffizient σ0 Verfestigungskoeffizient σA, σnA Ertragbare Spannungs- bzw. Nennspannungsamplitude σf Fließgrenze σij Spannungstensor τ Schubspannung ε Dehnung ε′f Zyklischer Duktilitätskoeffizient εij Dehnungstensor A Bruchdehnung A/B Anrisslebensdauer/Bruchlebensdauer A0 Anfangsquerschnitt zur Bestimmung der technischen Dehnung b Schwingfestigkeitsexponent, Breite C ‘Chaboche-Parameter’ [69] c Zyklischer Duktilitätsexponent, Koeffizient/Konstante ci Koeffizienten in der Ansatzfunktion der DIC d Durchmesser, Abstand (von Messpunkten) E Elastizitätsmodul e, e∗ Nenndehnung, mit *: für den vollplastischen Zustand Eeff Effektiver Elastizitätsmodul F Kraft h Höhe k Wöhlerlinienneigung K ′,K ′Hyst Zyklischer Verfestigungskoeffizient; mit Index ’Hyst’: Parameter des Hystere- seastes K3 Faktor zur Berücksichtigung der Schweißnaht bei Temperaturbelastung Ke Plastizierungsfaktor ke Plastizierungsfaktor für mechanische Lasten Kf,α Kerbwirkungszahl KH Parameter aus der Hollomon-Gleichung Kt,αH Kerbformzahl kv Plastizierungsfaktor für thermische Lasten KN ,KS Rauigkeitsfaktor auf die Lebensdauer / auf die Dehnung(samplitude) l Länge m Materialkonstante Inhaltsverzeichnis IX Md30 Temperatur, bei der sich nach Beanspruchung ε = 30% ein Martensitgehalt von 50% feststellen lässt Md Temperatur, bei der auch nach höchster Beanspruchung kein Martensit mehr entsteht MS Martensit-Starttemperatur MV Mismatchverhältnis N Versagensschwingspielzahl n Materialkonstante und Verfestigungsexponent (Kehrwert zu n′) n′ Zyklischer Verfestigungsexponent PJ Schädigungsparameter nach Vormwald [138] PG Partitionsgröße r Radius, Kerb-/Ausrundungsradius Ra, Rq Mittlere Rauheit, quadratische Rauheit Rm Zugfestigkeit Rp0,2,R′p0,2 Statisch und zyklische 0,2%-Dehngrenze Rz, Rt Gemittelte Rautiefe, maximale Rautiefe Rε,RF Dehnungsverhältnis, Kraftverhältnis (von unterem zu oberem Umkehrpunkt) s Mehrachsigkeitsfaktor S, S∗ Nennspannung, mit *: für den vollplastischen Zustand Sm Spannungsvergleichswert Sn Nennspannungsschwingbreite t Dicke u Horizontale Verschiebung v Vertikale Verschiebung x Ortskoordinate (horizontal in der Abbildung) y Ortskoordinate (vertikal in der Abbildung) i,j Laufvariablen LE Logarithmische Dehnung in Abaqus LE-ABSPRINCIPAL Betragsmäßig maximale log. Hauptdehnung S-ABSPRINCIPAL Betragsmäßig maximale Hauptspannung Indizes ρ∗ Wirksame Spannung / Dehnung 0 Anfangswert 1,2,3 Entspricht x,y,z bei Spannung und Dehnung a Amplitude D dauerfest el,e Elastisch Hyst Hysterese i,j Laufindizes max Maximalwert min Minimalwert N Nenn- (Spannung oder Dehnung; Bezeichnung nach Neuber [89]) o oben (d.h. am oberen Umkehrpunkt) pl,p Elastisch RT Raumtemperatur S Subset SG Schweißgut T Bei höheren Temperaturen t Total (bezogen auf die Dehnung aus elastischem und plastischem Anteil) X Inhaltsverzeichnis u unten (d.h. am unteren Umkehrpunkt) V Verzug v Vergleichs- (Spannung oder Dehnung) x,y,z Koordinaten 1 Einleitung Materialermüdung wird makroskopisch betrachtet durch zyklische plastische Verformungen ver- ursacht, die durch zeitlich veränderliche, wiederholte Belastung hervorgerufen werden. Wie oft die Belastung wiederholt werden kann, das heißt wie hoch die Lebensdauer eines Bauteils ist, hängt von verschiedenen Faktoren ab. Bauteile, die hohen thermisch transienten Belastungen ausgesetzt sind, weisen oft sehr niedrige Lebensdauern auf. Hohe thermisch transiente Belastungen treten zum Beispiel in Kraftwerken auf – bei An- oder Abfahrvorgängen, bei Änderungen von Betriebszuständen oder hervorgerufen durch Prüf- und Störfälle. Aber auch Komponenten des chemischen Apparatebaus sind Belas- tungen dieser Art ausgesetzt. Als Ursache für die niedrige Lebensdauer (Low Cycle Fatigue – LCF) sind zyklische elastisch-plastische Beanspruchungen auszumachen, die über den gesamten Querschnitt eines Bauteils oder zumindest über große Querschnittsbereiche auftreten. Davon betroffen sind sowohl ungeschweißte als auch geschweißte Bauteilbereiche. Um die Sicherheit im Betriebsablauf sowie bei Störfällen zu gewährleisten, müssen Bauteile unter Berücksichtigung aller die Lebensdauer beeinflussenden Faktoren – sogenannter Einflussgrößen – den Anforderungen entsprechend ausgelegt werden. Bleiben zyklische Beanspruchungen vorwiegend im Elastischen werden hohe Lebensdauern er- reicht (High Cycle Fatigue – HCF). Hier sind geometrische Kerben als bedeutende Einflussgröße zu nennen. Sie verursachen lokal eine Erhöhung der Beanspruchung und fördern lokale plastische Verformungen. Schweißnähte weisen am Übergang zum Bauteil ohne Nachbearbeitung im Regelfall geometri- sche Kerben auf und stellen in erster Linie deshalb im hochzyklischen Bereich – auch HCF- oder Langzeitfestigkeitsbereich genannt – meist den Ausgangsort für ein Versagen durch Materia- lermüdung dar. Hochzyklische Beanspruchungen treten in vielfältigsten Anwendungsbereichen auf – wie an Brückenkonstruktionen, Kränen, Kraftfahrzeugteilen, Offshore-Bauteilen und an einer Vielzahl von Maschinenelementen. Diese hohe Anwendungsdichte hat mit Sicherheit dazu beigetragen, dass die Forschung in diesem Bereich schon weit fortgeschritten ist, so dass sich Regelwerke und Richtlinien auf statistisch abgesicherte Ergebnisse stützen können. Anders ist es um die Auslegung von Schweißnähten im eingangs beschriebenen niederzyklischen Bereich – auch als LCF- oder Kurzzeitfestigkeitsbereich bezeichnet – bestellt. Hier werden Er- kenntnisse aus dem hochzyklischen aus Mangel an belastbaren Daten auf den niederzyklischen Bereich übertragen. Der geometrischen Kerbe wird auch hier ein maßgeblicher Einfluss zugespro- chen, was sich zum Beispiel in Regelwerken [59, 1, 101], welche zur Bemessung von Komponenten der Kraftwerkstechnik im niederzyklischen Bereich herangezogen werden können, folgenderma- ßen niederschlägt: Die ohne Berücksichtigung der Naht ermittelte Beanspruchung wird mit einem Erhöhungsfaktor von 1,7 bei (geometrisch) unbearbeiteten Stumpfnähten beaufschlagt gegen- über einem Faktor von 1,1 bei Entfernen der geometrischen Kerbe durch Beschleifen der Naht1. Weitere Einflussgrößen, die eine Schweißnaht gegenüber dem ungeschweißten Zustand aufweisen könnte, werden somit kaum berücksichtigt (Faktor 1,1 gegenüber 1,0). Andere Regelwerke aus dem Kraftwerksbereich, zum Beispiel [60, 2], erweitern gar die Wöhlerlinie aus dem statistisch abgesicherten hochzyklischen Bereich in den niederzyklischen Bereich und sehen auf dieser Basis einen spannungsbasierten Nachweis der Lebensdauer vor. Es ist jedoch bekannt, dass im niederzyklischen Bereich andere Gesetzmäßigkeiten gelten, in- sofern, dass für große Querschnittsbereiche der lineare Zusammenhang zwischen Spannung und 1hier: stumpfgeschweißtes Rohr unter Temperaturbelastung 2 1 Einleitung Dehnung nicht mehr zutrifft und Änderungen in der Lebensdauer nur dehnungsbasiert erklärt werden können. Während im hochzyklischen Bereich die elastisch-plastische Beanspruchung ver- einfachend über fiktive elastizitätstheoretische Spannungen rechnerisch erfasst werden kann (in Verbindung mit entsprechenden Widerstandswerten), da das Plastizieren nur sehr lokal auftritt, ist dieses Vorgehen im Niederzyklischen nicht mehr möglich. Die Berücksichtigung des Werkstoff- verhaltens über den elastischen Bereich hinaus ist hier von Nöten. Oftmals werden Wöhlerlinien deshalb auch erst ab einer Zyklenzahl von 104 angegeben, eine Erweiterung in den niederzykli- schen Bereich ist dann nicht vorgesehen. Das Örtliche Konzept [121], auch bekannt als Kerbdehnungskonzept, berücksichtigt den Werk- stoff, indem elastisch-plastische Dehnungsamplituden für den Nachweis herangezogen werden, die auf Basis der zyklischen Spannung-Dehnungs-Kurve des Werkstoffs bestimmt werden. Dieses Konzept ist auch in den erstgenannten Regelwerken [59, 1, 101] in abgewandelter Form hinter- legt. Allerdings wird hier nur der Werkstoff des Bauteils berücksichtigt, nicht jedoch der Schweiß- nahtwerkstoff. Während der Werkstoff ungeschweißter Bauteile im Regelfall als makroskopisch homogen angesehen werden kann, weisen Schweißnahtbereiche deutliche Werkstoffinhomogenitä- ten auf. Sie rühren vom Schweißprozess her und werden üblicherweise durch drei Werkstoffzonen charakterisiert: Das Grundmaterial, die Wärmeeinflusszone und das Schweißgut. Es stellt sich die Frage, ob diese Werkstoffinhomogenitäten vernachlässigt bzw. durch einen Faktor von 1,1 auf die Beanspruchungen abgebildet werden können. Als Problem bei der Beantwortung dieser Frage ist die fehlende Kenntnis über das individuelle zyklische Verhalten der Werkstoffzonen zu nennen. In der Forschung sind diverse Ansätze bekannt, anhand derer zyklische Werkstoffkennwerte auf Basis von Härtemessungen oder Last-Eindringkurven – ermittelt mit Hilfe instrumentierter Ein- dringprüfung – näherungsweise bestimmt werden können, zum Beispiel [136, 23]. Ungeklärt ist aber, ob bzw. welche Korrelationsfunktionen auch für Schweißnähte angewendet werden können und wie diese im Rahmen einer Lebensdauerbewertung zu handhaben sind. Dies betrifft auch die Frage nach dem Umgang mit Werkstoffgrenzen bei Ermittlung der Beanspruchung und die Erfassung des transienten Werkstoffverhaltens. Es muss zusammenfassend festgestellt werden, dass über dieKurzzeitfestigkeit von Schweiß- verbindungen noch sehr wenig bekannt ist und bestehende Bemessungskonzepte im Hinblick auf eine wirtschaftliche, aber auch sichere Auslegung geschweißter Bauteile unter hohen zy- klisch elastisch-plastischen Beanspruchungen überprüft werden sollten. Ziel dieser Arbeit ist es deshalb, den beschriebenen Fragestellungen auf den Grund zu gehen, die im niederzyklischen Bereich maßgebenden Einflussgrößen auf die Lebensdauer von Schweißnähten methodisch zu erfassen und eine zuverlässige Aussage zu Lebensdauer und Versagensort auf Basis von Berech- nungen zu ermöglichen. Die Arbeit ist folgendermaßen aufgebaut: Kapitel 2 behandelt wichtige Grundlagen, auf die in späteren Teilen der Arbeit zurückgegriffen wird. Kapitel 3 enthält ein umfangreiches experimentelles Programm zur Untersuchung von Proben stumpfgeschweißter Rohre aus austenitischem Stahl, die im realen Einsatz zyklisch elastisch- plastischen Beanspruchungen ausgesetzt sind. Diese Schweißverbindungen und deren Verhalten unter hohen zyklischen Beanspruchungen bilden die Basis der vorliegenden Arbeit. Besonders hervorzuheben sind die optischen Dehnungsmessungen, die diesbezüglich einen hohen Beitrag zum Erkenntnisgewinn liefern. Kapitel 4 beschreibt verfügbare Konzepte zum Nachweis der Ermüdungsfestigkeit sowie das Vorgehen nach Regelwerken, die aktuell zur Bemessung vorliegender Schweißverbindungen im Kurzzeitfestigkeitsbereich herangezogen werden können. Kapitel 5 umfasst den Kenntnisstand über die Einflussgrößen auf die Lebensdauer von Schweiß- 3 verbindungen im Kurzzeitfestigkeitsbereich und deren Erfassung. Der Fokus liegt dabei auf der Einflussgröße „Werkstoff“. Es werden Methoden zur Erfassung von Werkstoffinhomogenitäten beschrieben, die aus der Fachliteratur bekannt sind, und deren Vor- und Nachteile aufgezeigt. Außerdem wird auf das Ver- und Entfestigungsverhalten austenitischer Stähle eingegangen. Kapitel 6 beschreibt ein neues Verfahren zur lokalen Bestimmung zyklischer Spannungs-Deh- nungs-Kurven, das auch die Werkstoffinhomogenität von Schweißverbindungen sehr detailliert erfassen kann. Kapitel 7 beinhaltet Beispiele, in denen das Verfahren zunächst getestet wird. Dann erfolgt die Anwendung auf die in Kapitel 3 untersuchten Nähte, wodurch sich viele der eingangs aufgewor- fenen Fragen beantworten lassen. Kapitel 8 bildet den Abschluss, in dem der rote Faden der Arbeit nochmals aufgegriffen wird. Außerdem werden gewonnene Erkenntnisse zusammengefasst und ein Ausblick auf mögliche zu- künftige Forschungsaktivitäten wird gegeben. 2 Grundlagen In diesem Kapitel sollen einige grundlegende Zusammenhänge und Begrifflichkeiten der Materia- lermüdung erläutert werden, auf die in späteren Teilen der Arbeit zurückgegriffen wird. Zudem wird in einem kurzen Abschnitt auf Basiswissen zur Metallurgie des Schweißens austenitischer Chrom-Nickel-Stähle eingegangen. 2.1 Verhalten von Stahl unter zyklischer Beanspruchung Belastungen, die ein Bauteil statisch ertragen kann, führen als zyklische Belastung irgendwann zum Versagen1. Dies ist so zu erklären, dass – makroskopisch betrachtet – bei zyklischer Belas- tung in den Mikro- und Makrobereichen des Bauteils zyklische plastische Verformungen ausgelöst werden. Ausgehend von Stellen höchster Beanspruchung entstehen Mikrorisse, die bei weiterer zyklischer Belastung quer zur größten Hauptnormalspannung fortschreiten und zu Makrorissen zusammenwachsen. Wenn die verbleibende Querschnittsfläche nicht mehr zum Lastabtrag aus- reicht, kommt es zum Restbruch. Der Riss bildet sich im Allgemeinen an der Bauteiloberfläche. Mikroskopisch, also auf Kristall- strukturebene betrachtet, ist das so zu erklären, dass hier in einzelnen Kristalliten zyklisches Fließen auftritt, das im Werkstoffinneren stärker behindert ist. Die Belastung erzeugt zunächst eine Gleitebene. Bei Entlastung wird eine benachbarte Gleitebene aktiviert, weil sich die ur- sprüngliche Gleitebene bereits verfestigt hat. Es bilden sich sogenannte Gleitbänder. Durch Versetzungsbewegungen entlang dieser Gleitbänder raut die Oberfläche unter Bildung von In- trusionen und Extrusionen, die den Ausgangspunkt für Mikrorisse darstellen, zunehmend auf. Für den Ermüdungsbruch ist somit das Bilden und Wandern von Versetzungen wesentlich. Zusammenfassend kann der Ermüdungsvorgang in drei Phasen unterteilt werden: Die anrissfreie Phase, die Rissbildungsphase und die Rissfortschrittsphase. Welchen Anteil die einzelnen Pha- sen an der Gesamtlebensdauer haben, hängt in erster Linie von der Beanspruchungssituation im Querschnitt ab. Bei lokal erhöhter Beanspruchung an Kerben oder Defekten entsteht der Riss sehr früh und die Rissfortschrittsphase hat einen großen Anteil an der Lebensdauer. Umgekehrt entsteht ein Anriss bei homogen beanspruchten Bauteilen erst nach ca. 80 - 90% der Gesamtle- bensdauer [103]. Wann ein Bauteil letztlich versagt, ist Definitionssache. Drei Versagenskriterien können un- terschieden werden: Anriss, Spannungsverlust ∆σa gegenüber dem stabilisierten Zustand (s. Ab- schnitt 2.1.1) bzw. prozentualer Steifigkeitsabfall des Bauteils und vollständiger Bruch. Da die Übergänge zwischen den einzelnen Phasen fließend sind, ist der Zeitpunkt des Anrisses schwer auszumachen. Deshalb wird in der Regel ein technisch erfassbarer Anriss definiert (zum Bei- spiel mit 0,5 - 1mm Tiefe und 2mm Oberflächenlänge), der die Rissbildungsphase klar von der Rissfortschrittsphase abgrenzt [97, 129]. 2.1.1 Hysteresen und zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve Die im vorangegangenen Abschnitt beschriebenen Versetzungsbewegungen, also die lokalen zy- klischen plastischen Verformungen, äußern sich im Spannungs-Dehnungs-Diagramm durch Aus- bilden einer Hysterese, wie in Abbildung 2.1 dargestellt [107]. 1Der kontrovers diskutierte Dauerfestigkeitsbereich, der nicht Bestandteil dieser Arbeit ist, wird hierbei ausge- blendet. 6 2 Grundlagen Abbildung 2.1: Hysterese Nach der ersten Belastung mit plastischer Verformung verläuft die Kurve bei Entlastung zu- nächst auf der Hooke’schen Geraden, doch noch vor Erreichen der Streckgrenze – oder genauer: nach Entlastung um den doppelten Betrag an Spannung (bzw. Dehnung) bis zum ursprünglichen Fließbeginn (σ2 = 2 · σ1, siehe Abbildung 2.1) – beginnt der Werkstoff wieder zu fließen. Dieses Verhalten zeigt sich auch bei erneuter Belastung in die Ausgangsrichtung. Dieses Phänomen wird als Bauschinger-Effekt bezeichnet und ist ein Merkmal des sogenannten Erinnerungsvermögens des Werkstoffs. Insgesamt sind drei dieser „Memory-Effekte“ zu nennen, die das zyklische Werkstoffverhalten kennzeichnen. Sie sind in Abbildung 2.2 veranschaulicht. Auf das Verdopp- lungsgesetz nach Masing [81] wird am Ende dieses Abschnitts nochmals eingegangen. Abbildung 2.2: Memory-Effekte nach [121] Unter zyklischer Beanspruchung verändern sich zumeist auch die Werkstoffkennwerte. Als Ur- sache dafür sind kleine mikrostrukturelle Veränderungen auszumachen, die sich über viele Be- lastungszyklen akkumulieren und sich makroskopisch auf die Festigkeitseigenschaften des Werk- stoffs auswirken [16]. Die Rede ist dann von zyklischer Entfestigung oder zyklischer Ver- festigung der Werkstoffs. Weichgeglühte Legierungen neigen zur Verfestigung, kaltverfestigte Legierungen zur Entfestigung. Oftmals werden bei einem Werkstoff auch beide Phänomene be- obachtet, wie in Abbildung 2.3 links dargestellt. Es ist dabei unerheblich, ob Spannung oder Dehnung im Versuch geregelt wird. Die zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve entspricht der Verbindungslinie der Extrem- werte einzelner Hysteresen (Abbildung 2.3 rechts). Im Prinzip existieren so viele verschiedene 2.1 Verhalten von Stahl unter zyklischer Beanspruchung 7 Abbildung 2.3: Zyklische Ver- und Entfestigung (links), Zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve (rechts) nach [97] zyklische Spannungs-Dehnung-Kurven wie bereits durchlaufene Zyklen. In der Regel setzen Ver- und Entfestigung aber erst nach einigen Zyklen ein und es stellt sich nach einer gewissen Anzahl an Zyklen ein stabilisierter Zustand ein, in dem für einen Großteil der Lebensdauer keine bzw. kaum weitere Ver- bzw. Entfestigung mehr stattfindet. Bei Beanspruchung mit hohen Ampli- tuden stellt sich dieser Zustand sehr schnell ein2, bei niedrigen Amplituden dauert es mitunter mehrere zehntausend Zyklen bis ein stabilisierter Zustand eintritt. Zur Vereinheitlichung wird die stabilisierte zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve deshalb meist für Hysteresen bei halber Anrisslebensdauer angegeben, wo von einem stabilisierten Zustand ausgegangen wird. Sollen oder können aber nur wenige Zyklen aufgebracht werden – wie in späteren Teilen der Arbeit gezeigt – ist es sinnvoll, der Berechnung auch teilstabilisierte zyklische Spannungs-Dehnungs- Kurven zugrunde zu legen. An dieser Stelle sei erwähnt, dass es sich bei der beschriebenen Stabilisierung um eine mittel- spannungsunabhängige Stabilisierung handelt. Bei Vorhandensein einer Mittelspannung – die Hysteresen liegen dann überwiegend im Zugbereich oder Druckbereich – kann es darüber hinaus zur zyklischen Relaxation oder zum zyklischen Kriechen kommen. Letzteres wird in der Literatur auch als Ratchetting bezeichnet [97]. Mittelspannungseinflüsse werden in dieser Arbeit jedoch – begründet – gänzlich vernachlässigt. Somit wird auf diese transienten Vorgänge nicht näher eingegangen. Die zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve lässt sich mathematisch (in vielen Fällen) gut durch die Ramberg-Osgood-Gleichung [99] beschreiben: εa = σa E + ( σa K ′ )1/n′ = εa,el + εa,pl (2.1) wobei K ′ den zyklischen Verfestigungskoeffizienten und n′ den zyklischen Verfestigungsexponen- ten bezeichnet. Der erste Term in Gleichung 2.1 beschreibt den elastischen Anteil der Dehnungen, der zweite Term den plastischen Anteil. Die Werkstoffkennwerte K ′ und n′ werden aus zyklischen Versuchen bestimmt. Liegen keine Versuchsdaten vor, lassen sich K ′ und n′ auch näherungsweise aus statischen Kennwerten be- rechnen. In der Literatur sind etliche Methoden zur Abschätzung zyklischer Werkstoffkennwerte verfügbar, hierauf wird in Kapitel 5 eingegangen. Bei Bestimmung der stabilisierten zyklischen Spannungs-Dehnungs-Kurve auf Basis von Ver- 2Es sei denn, es kommt vorzeitig zum Versagen oder es findet z.B. eine Phasenumwandlung von Ferrit zu Martensit statt, bei der die Verfestigung bis zum Versagen andauert – wie in Abschnitt 5.1.2 beschrieben. 8 2 Grundlagen suchsdaten müsste theoretisch für jeden einzelnen Kurvenpunkt eine stabilisierte Hystereseschlei- fe mit einer neuen Probe ermittelt werden. Da dies sehr aufwendig ist, wird in der Praxis oft der Incremental-Step-Test angewendet, mithilfe dessen sich die stabilisierte zyklische Spannungs- Dehnungs-Kurve näherungsweise an einer einzigen Probe bestimmen lässt. Bei diesem Verfahren wird die zyklische Beanspruchung in Blöcken von erst zunehmenden und wieder abnehmenden Dehnungsamplituden aufgebracht. Ein Block umfasst circa 40 Schwingspiele. Nach ungefähr zwei bis drei Blöcken stellt sich ein stabilisiertes Verhalten ein, das dem der tatsächlichen zyklischen Spannungs-Dehnungs-Kurve sehr nahe kommt. Dies gilt allerdings nicht immer. Gerade bei dem in dieser Arbeit untersuchten Stahl 1.4550 zeigen sich deutliche Unterschiede in den zyklischen Spannungs-Dehnungs-Kurven je nachdem, ob diese im Einstufen-Test (herkömmlich) oder mit- tels Incremental-Step-Test bestimmt wurden – wie neuere Forschungsergebnisse zeigen. Darauf wird ebenfalls in Kapitel 5 eingegangen. Neben K ′ und n′ stellt insbesondere die zyklische 0,2%-Dehngrenze R′ p0,2 (auch als zy- klische Fließgrenze bekannt) einen weiteren wichtigen Kennwert dar, um zyklische Spannungs- Dehnungs-Kurven hinsichtlich Festigkeit miteinander vergleichen zu können. Sie lässt sich aus dem plastischen Anteil der Ramberg-Osgood-Gleichung, auch als Potenzgesetz nach Morrow bekannt, berechnen: R′p0,2 = σa(εa,pl = 0,2%) = K ′ · 0,002n′ (2.2) Nicht nur über die Extremwerte – wie in Abbildung 2.3 rechts dargestellt – besteht ein Zusam- menhang zwischen zyklischer Spannungs-Dehnung-Kurve und Hysteresen. Nach Masing [81] kön- nen die Hystereseäste mathematisch durch Verdoppelung der zyklischen Spannungs-Dehnungs- Kurve („Werkstoffgesetz“) beschrieben werden (Masing-Verhalten): Werkstoffgesetz : ε = g(σ) (2.3) Hystereseast : ∆ε = 2 · g(∆σ/2) (2.4) Wird die Ramberg-Osgood-Gleichung 2.1 zur Beschreibung der zyklischen Spannung-Dehnungs- Kurve verwendet und εa durch ∆ε/2 sowie σa durch ∆σ/2 ersetzt, so ergibt sich nach Verdopp- lung auf beiden Seiten für den Hystereseast die folgende Funktion: ∆ε = ∆σ E + 2 · ( ∆σ 2K ′ )1/n′ (2.5) 2.2 Wöhlerlinien Den Zusammenhang zwischen Beanspruchung und Lebensdauer beschreibt die Wöhlerlinie. Was dabei als Beanspruchung definiert wird, ist unterschiedlich und hängt vom jeweiligen Anwen- dungsfall und vom verwendeten Konzept (vgl. Kapitel 4) ab. Am häufigsten werden spannungs- oder dehnungsbasierte Konzepte verwendet; die entsprechenden zwei Wöhlerlinien-Typen und ihr jeweiliges Anwendungsgebiet werden in den nächsten beiden Abschnitten kurz beschrieben. Liegen Mittelspannungen vor, werden Dehnungs-Wöhlerlinien im (dehnungsbasierten) „Örtli- chen Konzept“ [121] durch Schädigungsparameter-Wöhlerlinien ersetzt, wobei der Schädigungs- parameter sich beispielsweise aus einer Kombination von Spannung und Dehnung zusammen- setzt, die dann eben als schädigend gesehen wird. Da Mittelspannungen in dieser Arbeit vernach- lässigt werden können, wird auf Schädigungsparameter-Wöhlerlinien nicht näher eingegangen. 2.2.1 Spannungs-Wöhlerlinie Die ersten systematischen Untersuchungen des Zusammenhangs zwischen Beanspruchung und ertragbarer Zyklenzahl wurden von August Wöhler durchgeführt, deren Ergebnisse er im Jahre 2.2 Wöhlerlinien 9 1870 veröffentlichte [88]. Auf ihn gehen die heute verwendeten Spannungs-Wöhlerlinien zurück. Die Daten beruhen auf Einstufen-Schwingversuchen. In der Regel wird der Bruch als Versagens- kriterium verwendet. Die Wöhlerlinie lässt sich in verschiedene Bereiche unterteilen (s. Abbildung 2.4): • Kurzzeitfestigkeit (niederzyklischer Bereich, low-cycle-fatigue / LCF): bis ca. 104 Zyklen • Zeitfestigkeit: ca. zwischen 104 und 5 · 106 Zyklen • (Langzeitfestigkeit (hochzyklischer Bereich, high-cycle-fatigue / HCF): zwischen 105 und 107 Zyklen) • Dauerfestigkeit (hochzyklischer Bereich): ab ca. 5 · 106 Zyklen Abbildung 2.4: Spannungs-Wöhlerlinie nach [97] Die Unterteilung ist eng mit dem Werkstoffverhalten verknüpft: Während es im Kurzzeit- festigkeitsbereich zu großen plastischen Verformungen mit Spannungsumlagerung (Makrostüt- zwirkung) kommt, überwiegen im Langzeitfestigkeitsbereich die elastischen Dehnungen. Der elastisch-plastische Zeitfestigkeitsbereich dazwischen wird durch die Basquin-Gleichung [3] nä- herungsweise beschrieben: σa,1 = σa,2 · ( N2 N1 )1/k (2.6) wobei k die Neigung der Geraden angibt. Wie aus Abbildung 2.4 leicht zu erkennen ist, ist eine Anwendung der Spannungs-Wöhlerlinie im Kurzzeitfestigkeitsbereich nicht mehr sinnvoll: Auch bei geringfügiger Änderung der Spannungs- amplitude ist eine deutliche Änderung der Lebensdauer zu verzeichnen. In Dehnungsamplituden sind die Unterschiede in der Beanspruchung jedoch deutlich zu erkennen. Aus diesem Grund werden für den Lebensdauernachweis im Kurzzeitfestigkeitsbereich Dehnungs-Wöhlerlinien zu- grunde gelegt. 2.2.2 Dehnungs-Wöhlerlinie Nach Coffin [20], Manson [78] und Morrow [85] lässt sich der Zusammenhang zwischen Deh- nungsamplitude und Zyklenzahl durch folgende Gleichung beschreiben: εa = εa,el + εa,pl = σ′f E (2N)b + ε′f (2N)c (2.7) Der Schwingfestigkeitskoeffizient σ′f, der zyklische Duktilitätskoeffizient ε′f, der Schwingfestig- keitsexponent b und der zyklische Duktilitätsexponent c sind zyklische Werkstoffkennwerte zur 10 2 Grundlagen Beschreibung des Schädigungsverhaltens. Sie entstammen Versuchen bei konstantem Dehnungs- verhältnis Rε und konstanter Dehnungsamplitude. Als Versagenskriterium wird in der Regel der technische Anriss definiert, seltener auch ein Steifigkeitsabfall. Der elastische Anteil entspricht der Basquin-Gleichung (2.6). Während die Basquin-Gleichung den Langzeitfestigkeitsbereich gut beschreibt, wird der plastische Anteil im Kurzzeitfestigkeits- bereich lebensdauerbestimmend, wie Abbildung 2.5 veranschaulicht. Die Dehnungs-Wöhlerlinie ist im Gegensatz zur Spannungs-Wöhlerlinie im Kurzzeit- und im Langzeitfestigkeitsbereich anwendbar [73]. Abbildung 2.5: Dehnungs-Wöhlerlinie nach [97] Die Dehnungs-Wöhlerlinie steht mit der zyklischen Spannungs-Dehnungs-Kurve in gewissem Zu- sammenhang. Wegen der Aufteilung der Dehnungs-Wöhlerlinie in einen elastischen und einen plastischen Anteil lässt sich die Ramberg-Osgood-Gleichung 2.1 in die Manson-Coffin-Gleichung 2.7 einsetzen; durch einen Koeffizientenvergleich werden folgende Verträglichkeitsbedingungen ersichtlich: n′ = b/c (2.8) K ′ = σ′f (ε′f) n′ (2.9) Bei separater Bestimmung der Dehnungs-Wöhlerlinie und der zyklischen Spannungs-Dehnungs- Kurve werden die Verträglichkeitsbedingungen jedoch häufig nicht erfüllt, was Döring [36] auf Streuungen der Lebensdauerversuche, Abweichungen der zyklischen Spannungs-Dehnungs-Kurve vom Ramberg-Osgood-Ansatz und transientes Werkstoffverhalten zurückführt. 2.3 Metallurgie des Schweißens austenitischer Chrom-Nickel-Stähle Die mechanischen Eigenschaften des Schweißgutes sind laut Schulze [119] abhängig von der chemischen Zusammensetzung des Grundwerkstoffs und der Zusatzwerkstoffe, dem Nahtaufbau (z.B. der Mehrlagentechnik), von Art und Ablauf der Primärkristallisation (dendritisches oder zelluläres Gefüge), von der Nahtform und ihrem Einfluss auf die Heißrissneigung sowie von der Art und Vollständigkeit der metallurgischen Vorgänge und ihrem Einfluss auf die Poren- und Schlackenbildung im Schweißgut. Das Gefüge und die Größe der Wärmeeinflusszone werden von der Höhe der beim Schweißen eingebrachten Energie bzw. Wärme beeinflusst. Die Auswirkung auf die mechanischen Eigen- schaften der Wärmeeinflusszone von Mehrlagenschweißungen ist deutlich komplexer. 2.3 Metallurgie des Schweißens austenitischer Chrom-Nickel-Stähle 11 Einige metallurgische Grundlagen des Schweißens austenitischer Chrom-Nickel-Stähle, zu denen auch der später untersuchte Werkstoff gehört, sollen im Folgenden angesprochen werden. Chrom, welches eigentlich ein ferritbildendes Element ist, unterstützt die austenitisierende Wir- kung des Nickels, sodass ab ca. 18% Chrom und 8% Nickel das Austenitgebiet so weit vergrößert wird, dass der Austenit auch bei Raumtemperatur stabil bleibt. Austenitische Stähle sind nicht magnetisch und im Gegensatz zu ferritischen Stählen in der Regel umwandlungsfrei, d.h. sie kön- nen nicht mehr gehärtet werden [26]. Auch bei schnellem Abkühlen nach dem Schweißen würde – anders als bei ferritischen Stählen der Fall – keine Umwandlung in Martensit oder andere Phasen des Eisens erfolgen. Die austenitischen Chrom-Nickel-Stähle weisen deshalb eine gute Schweißeignung auf; sie lassen sich mit allen üblichen Verfahren schweißen. Eine Voraussetzung ist aber, dass Zusatzwerkstoffe verwendet werden, die 5 - 10% primären δ-Ferrit im Schweißgut ergeben. [119] Die Wärmeleitfähigkeit austenitischer Cr-Ni-Stähle ist etwa um den Faktor 3 geringer und der Wärmeausdehnungskoeffizient etwa 50 - 60% größer als bei unlegierten Stählen. Die Abkühlung von Schweißgut und Wärmeeinflusszone erfolgt daher merklich langsamer und Verzug des Bau- teils sowie Rissneigung sind erheblich, wenn nicht bestimmte Vorkehrungen getroffen werden. Dazu gehört, dass die Wärmeeinbringung begrenzt wird. Dies wird erzielt durch einen entspre- chenden Lagenaufbau, die Verwendung dünner Elektroden sowie den Verzicht auf Wärmevor- und -nachbehandlung3. Der geringe Wärmeeintrag sowie die geringe Wärmeleitfähigkeit haben zur Folge, dass die Breite der Wärmeeinflusszone extrem gering ist und deren Korngröße ver- hältnismäßig klein. [119, 26] Die aufgeschmolzenen Körner des Grundwerkstoffs bilden heterogene Keime, auf denen der Zu- satzwerkstoff epitaktisch – d.h. mit gleicher Kornorientierung wie der Keim – wachsen kann. Die Erstarrung des Schweißguts erfolgt hier dendritisch (d.h. baum- oder strauchartig) in Richtung des Schmelzeninneren4. Im Vergleich zu Zellstrukturen unterscheidet sich die Konzentration der Elemente bzw. Verunreinigungen innerhalb der Dendriten deutlich (Primärseigerung). [119] Bei dickwandigen Schweißverbindungen sind die Zähigkeitswerte im Wurzelbereich meist gerin- ger als im Bereich der Decklage. Als Ursache kann zum einen der mit der größeren Aufmischung im Wurzelbereich verbundene größere Gehalt an Verunreinigungen genannt werden. Viel wich- tiger ist laut Schulze [119] aber die in der Wurzel durch plastische Verformung und Erwärmen auf 200◦C bis 300◦C auftretende Verformungsalterung (Reckalterung)5. Darauffolgende Lagen sind durch den „Vorwärmeffekt“ bereits geschweißter Lagen weniger davon betroffen. 3Die in dieser Arbeit untersuchten Nähte wurden im Engspaltverfahren geschweißt, welches ein geringes Naht- volumen und damit die Reduzierung des Wärmeeintrags bewirkt; durch die Schweißung in Mehrlagentechnik wurde außerdem das Nahtvolumen unterteilt und dadurch der aktuelle Wärmeeintrag zusätzlich reduziert. 4Das epitaktische Wachstum der Dendriten ist auch im Schliffbild 3.32 in Abschnitt 3.6.2.1 zu erkennen. 5Bei den untersuchten Nähten könnte dies eine Ursache für erhöhte Härtewerte im Wurzelbereich sein (siehe Abbildung 3.40). 3 Experimenteller Teil Gegenstand der in diesem Kapitel beschriebenen Untersuchungen sind Proben aus Rohren mit stumpfgeschweißter Umfangsnaht, die sonst in Kraftwerken zum Einsatz kommen. Kennzeich- nend für diese Rohre sind insbesondere der austenitische Werkstoff 1.4550 sowie das zur Schwei- ßung angewendete Engspaltverfahren. Im Betrieb sind diese Rohre thermischen und mechanischen Belastungen ausgesetzt. Bei An- und Abfahrvorgängen treten besonders hohe thermisch transiente Belastungen auf, die elastisch- plastische Beanspruchungen in Rohrlängsrichtung, d.h. quer zur Naht, verursachen und wieder- holt zur Ermüdung im Kurzzeitfestigkeitsbereich führen können. Diese Beanspruchungen werden im Folgenden vereinfachend mechanisch abgebildet (einachsig, bei Raumtemperatur), wohlwis- send, dass die Temperatur eine Reihe von Auswirkungen auf das Verhalten des Werkstoffs mit sich bringt, die durch die rein mechanische Belastung nicht abgebildet werden können (veränder- te Werkstoffkennwerte, thermischer Gradient, Hysteresenform etc.). Anders ausgedrückt, wird hier das Verhalten der Stumpfnähte unter elastisch-plastischen Dehnungsamplituden quer zur Naht untersucht, welche im realen Einsatz vornehmlich durch Temperaturbelastung hervorge- rufen werden. Anhand von zwei Probenserien, die sich hinsichtlich der Nahtgeometrie unterscheiden – unbear- beitet („wie geschweißt“) und bearbeitet (beschliffen) – wurden neben Zugversuchen zunächst Schwingversuche zur Bestimmung der Lebensdauer durchgeführt (Schwingversuche Teil I, Ab- schnitt 3.4). Um in der späteren numerischen Simulation eine getrennte Berücksichtigung von Geometrie- und Werkstoffeinfluss zu ermöglichen, wurden die Geometrien der Proben vor dem Versuch gescannt und genau vermessen. Für eine erste Charakterisierung der Werkstoffinhomogenität wurden Härtemessungen an Schliffen des Nahtbereichs durchgeführt. Darüber hinaus gehörten metallographische Untersuchungen sowie Rauigkeitsmessungen zum experimentellen Programm. Allerdings stand außer der Härteverteilung als grober Indikator für Festigkeitsunterschiede und dem Anrissort kein weiteres Mittel zur Validierung der Berechnungsergebnisse zur Verfügung. In wenigen weiteren Versuchen (Schwingversuche Teil II, Abschnitt 3.9) wurden deshalb optische Dehnungsmessungen mithilfe eines neu angeschafften 3D-Bildkorrelations-Systems durchgeführt. Die Versuche wurden wieder an Proben mit unbearbeiteter sowie mit bearbeiteter Naht durch- geführt, wobei das zugrunde liegende Rohr zwar ebenfalls aus Werkstoff 1.4550 besteht, aber aus anderer Schmelze stammt. Um eventuelle Unterschiede hinsichtlich weiterer Merkmale zu erfassen, wurden Scans der Geometrie, Härtemessungen sowie weitere Untersuchungen an Schliff und Oberfläche auch an den neuen Proben vollzogen. Parallel dazu wurden weitere Versuche und Messungen am Institut für Werkstoffkunde (IfW) der Technischen Universität Darmstadt durch- geführt. Auf diese wird ebenso in diesem Kapitel – unter Angabe der Quelle – zurückgegriffen. 3.1 Grundcharakterisierung der Proben Die Proben wurden aus bereits geschweißten Rohrabschnitten entnommen. Auch die Nachbear- beitung erfolgte bereits am Rohr (Abbildung 3.1). Die Proben für die Schwingversuche Teil I entstammen demselben Rohr (im Folgenden als „Rohr 1“ bezeichnet), das vor der Schweißung zunächst in vier Abschnitte geteilt worden war. Der Grundwerkstoff dieser Proben ist somit der gleiche. Das den Proben für die Schwingversuche Teil II zugrunde liegende Rohr („Rohr 2“) entstammt einer anderen Schmelze. Aber auch hier handelt es sich beidseitig der Schweißung 14 3 Experimenteller Teil um dasselbe Rohr, d.h. um den gleichen Grundwerkstoff. Abbildung 3.1: Rohrabschnitte mit stumpfgeschweißter Umfangsnaht: unbearbeitet/ „wie geschweißt“ und bearbeitet/ beschliffen (aus Rohr 2, exemplarisch); Quelle: IfW Darmstadt Die Rohre wurden von der AREVA GmbH zur Verfügung gestellt. Die Nahtvorbereitung wurde durch die Mechanik Center Erlangen GmbH vorgenommen. Das Schweißen sowie die Nachbear- beitung wurden ebenfalls von AREVA durchgeführt. Die Schweißnaht wurde im Orbitalschweißverfahren – unter Beachtung der DIN EN ISO 6947 [33] – hergestellt. Dieses Schweißverfahren kommt standardmäßig im Rohrleitungsbau zur An- wendung, um unter kontrollierbaren Bedingungen gleichbleibend hohe Nahtqualitäten erzielen zu können. Aus diesem Grund erfolgte auch die Nahtvorbereitung vollmaschinell. Aufgrund der Dicke der Rohrwand von t=10mm musste ein Schweißzusatzwerkstoff verwendet werden. Geschweißt wurde mehrlagig im WIG-Engspaltverfahren (Wolfram-Inert-Gas-Verfahren). Das Engspaltverfahren wird häufig im Kraftwerksbau eingesetzt. Durch den engen Spalt wird wenig Zusatzwerkstoff benötigt und damit ein geringer Wärmeeintrag erreicht mit der Folge einer sehr schmalen Wärmeeinflusszone (Grobkornzone) und geringem Verzug. Das Beschleifen der Rohraußenseite wurde von Hand mit Winkelschleifer und Fächerscheibe durchgeführt, sodass keine Flächenpressung entstehen kann. Die Rohrinnenseite wurde mit Ul- traschalltechnik bearbeitet. Die Entnahme der Proben für die Schwingversuche Teil I erfolgte im Mechanik Center Erlangen. Hier wurden die Proben CNC-gefräst und anschließend spanend bearbeitet. Die Proben für die Schwingversuche Teil II wurden am Fachgebiet Werkstoffmechanik auf vergleichbare Weise ge- fertigt. An allen Proben wurden die Kanten anschließend entgratet, um einen Anriss an Graten, die beim Fräsen entstanden sind, auszuschließen. 3.1.1 Rohr und Grundwerkstoff Für die Rohre werden folgende Maße angegeben: • Außendurchmesser: d = 323,9mm • Dicke: t = 10,0mm • Höhe: verschieden (die Probenlänge wird in Abschnitt 3.7 angegeben) Beim Werkstoff handelt es sich um einen rost- und säurebeständigen austenitischen Stahl mit den in Tabelle 3.1 aufgeführten Bezeichnungen. 3.1 Grundcharakterisierung der Proben 15 Tabelle 3.1: Bezeichnungen des Grundwerkstoffes Werkstoffnummer Kurzname nach Bezeichnung nach DIN EN 10088-3 AISI (USA) 1.4550 X6CrNiNb18-10 347 Die Rohre wurden warmgepilgert, lösungsgeglüht (1 h bei 1060◦C) und anschließend in Was- ser abgeschreckt. Die im Abnahmeprüfzeugnis angegebenen statischen Werkstoffkennwerte bei Raumtemperatur sind in Tabelle 3.2 zusammengefasst. Tabelle 3.2: Statische Festigkeitskennwerte des Grundwerkstoffes bei 20◦C ∅ Werkstoffprobe d Dehngrenze Rp0,2 Zugfestigkeit Rm Bruchdehnung A in mm in N/mm2 in N/mm2 in % Rohr 1 8,0 232 595 48 Rohr 2 10,0 287 610 50 Rohr 1: Schwingversuche Teil I, Rohr 2: Schwingversuche Teil II Für den Werkstoff werden in den Abnahmeprüfzeugnissen folgende chemische Zusammensetzun- gen angegeben: Tabelle 3.3: Chemische Zusammensetzung des Grundwerkstoffes (Massen-%) C Si Mn P S Cr Ni Nb Rohr 1 0,034 0,35 1,50 0,023 0,003 17,65 10,57 0,39 Rohr 2 0,030 0,54 1,61 0,022 0,004 17,27 10,20 0,37 Am IfW wurden zyklische Versuche mit Werkstoffproben aus dem Stahl 1.4550 anhand mehrerer Chargen durchgeführt – mit dem Werkstoff aus Rohr 2 sowie mit zwei weiteren Chargen, deren chemische Zusammensetzungen in Tabelle 3.4 notiert sind. 0 100 200 300 400 0 0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2 1.4 X6CrNiNb18-10, RT, Rε = -1 E = 186000 MPa, K′ = 1400 MPa, n′ = 0,26 Sp an nu ng σ a in M Pa Dehnung εa in % BMBF-Bericht [110] BMBF: 23 Proben [110] AIF: 7 Proben [10] Abbildung 3.2: Zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve für denWerkstoff 1.4550 aus dem BMBF-Bericht [110] mit den 23 zugrunde liegenden Versuchsdaten (Chargen aRF und aRH) sowie den 7 neuen Versuchsdaten (Rohr 2) aus dem AiF-Vorhaben [10] – Versuchsdaten und Werkstoffkennwerte ermittelt am IfW Zur Bestimmung der zyklischen Werkstoffkennwerte standen 7 Werkstoffproben aus Rohr 2 zur Verfügung; aus den Chargen aRF und aRH wurden insgesamt 23 Werkstoffproben getestet. In Abbildung 3.2 ist die zyklische Spannungs-Dehnungs-Kurve dargestellt, die im Rahmen eines 16 3 Experimenteller Teil BMBF-Vorhabens [110] auf Basis dieser 23 Proben erstellt wurde. Die Versuchsergebnisse der weiteren 7 Proben sind ergänzend in diesem Diagramm eingetragen; sie fallen in das Streuband der BMBF-Proben. Tabelle 3.4: Chemische Zusammensetzung des Werkstoffes 1.4550 aus zwei weiteren Chargen – verwen- det im BMBF-Vorhaben [110] C Si Mn P S Co Cr Mo Ni Nb Ti aRF <0,01 0,3 1,6 0,014 <0,01 0,02 18,5 <0,01 11,1 0,39 <0,01 aRH 0,02 0,3 2,0 0,019 <0,01 0,03 18,1 0,072 9,9 0,46 <0,01 3.1.2 Schweißnaht und Schweißgut Die Rohrabschnitte wurden zur Vorbereitung der Naht angeschrägt (Abbildung 3.3, links). Die Geometrie des dargestellten Spaltes war bei allen Rohrabschnitten gleich. Außerdem wurde in allen Rohrabschnitten an der zu schweißenden Stelle eine Anpassung des Innendurchmessers – wie in Abbildung 3.3, rechts dargestellt – vorgenommen. Während diese an den Nähten des ersten Rohres kaum ersichtlich sind, weisen die Schweißnähte aus Rohr 2 deutliche Furchen auf (siehe Abbildung 3.4, links unten). s=10-30 R2 1,5 0,1+ 1,5 0,1+ 6° 6° ~10 1,5 1 ,5 R2 3 2 3 ,9 Anpassung der Innendurch- messer 3 0 4 ,9 Abbildung 3.3: Nahtvorbereitung, Maße in mm; Quelle: AREVA NP GmbH Zunächst wurden die Rohre geheftet. Nach dem Heften betrug der Kantenversatz weniger als 0,2mm; der Spaltumlauf betrug 0mm. Die im Nachhinein nachbearbeitete Naht aus Rohr 1 und die unbearbeitete Naht aus Rohr 2 wurden in 9 Lagen geschweißt, die unbearbeitete Naht aus Rohr 1 und die nachbearbeitete Naht aus Rohr 2 in 10 Lagen (Abbildung 3.5). Die 10. Lage war laut Schweißplan nicht vorgesehen, aber – bedingt durch Fertigungstoleranzen – zum Abschluss der Naht notwendig geworden. Eine Tabelle 3.5: Übersicht über die untersuchten Schweißnaht-Proben-Konstellationen und deren Bezeich- nungen Probenserie V1 V2 V3 V4 V5 Grundwerkstoff Rohr 1 Rohr 2 Nahtbezeichnung N1 N2 N4 N7 N6 (lt. Schweißprotokoll) Anzahl Lagen 10 9 10 9 9 Nahtbeschaffenheit unbearbeitet nachb. nachb. unbearbeitet unbearbeitet Vorrangige Unter- Lebensdauer Dehnungsverhalten nur Härte- suchung (opt. Dehnungsm.) messungen 3.1 Grundcharakterisierung der Proben 17 Abbildung 3.4: Nahtbereiche aus zwei verschiedenen Rohren (links und rechts) mit unterschiedlichen Nahtbreiten, Nahthöhen und Winkelverzügen Übersicht über die verschiedenen Konstellationen der untersuchten Proben ist in Tabelle 3.5 dargestellt. Bei Rohr 1 wurde in der Wurzellage (Lage 1) noch kein Zusatzwerkstoff verwendet; bei Rohr 2 wurde Zusatzwerkstoff an der Wurzel verwendet und mit einer Drahtgeschwindigkeit von 70 cm/min eingebracht. Die Schweißgeschwindigkeit war an der Wurzel mit 40mm/min am nied- rigsten; bei allen weiteren Lagen betrug die Schweißgeschwindigkeit 90mm/min. Mit Ausnahme der Nähte N6 und N7 wurde die Wurzellage mit Konstantstrom geschweißt. Für die Wurzel der Nähte N6 und N7 sowie in allen weiteren Lagen (aller Nähte) wurde mit Impulsstrom gearbeitet, der eine geringere Wärmezufuhr bewirkt. Dann folgten zwei Stützlagen (Lage 2 und 3), drei Fülllagen (Lage 4-6) und drei bzw. vier Deck- lagen (Lagen 7-9/10). Die Schweißung der Fülllagen unterscheidet sich von der der Stütz- und Decklagen in erster Linie durch die höhere Drahtgeschwindigkeit und die größere Stromstärke. In den Stützlagen sowie in den Decklagen wurde der Zusatzwerkstoff mit einer Geschwindigkeit von 80 cm/min zugeführt, in den Fülllagen betrug die Drahtgeschwindigkeit 105 cm/min (bei gleicher Schweißgeschwindigkeit wie in den anderen Lagen). Somit ist das Volumen dieser Lagen am größten. Der verwendete Schweißdraht hatte einen Durchmesser von dSG=0,8mm. Die Schweißprotokolle können im Anhang (Abbildungen A.1 bis A.4) eingesehen werden. Die Schweißgeschwindigkeit und die Stromstärke bzw. die Wärmezufuhr haben Auswirkungen auf das Gefüge und die Härte des Werkstoffs, was in Schliffbildern und Härteverteilungen zu erkennen ist (s. Abschnitte 3.7 und 3.6). Abbildung 3.5: Aufbau der Schweißungen – 2 Varianten, Maße in mm; Quelle: AREVA NP GmbH Beim Zusatzwerkstoff handelt es sich um den Böhler SAS 2-IG – einen dem Grundwerkstoff artgleichen Werkstoff. Die genauen Werkstoffbezeichnungen sind in Tabelle 3.6 aufgeführt. Der Hersteller gibt in seinem Datenblatt die in Tabelle 3.7 zusammengetragenen mechanischen Gütewerte für das (reine) Schweißgut an. Demnach hat das Schweißgut eine erheblich höhere 18 3 Experimenteller Teil Tabelle 3.6: Bezeichnungen des Zusatzwerkstoffes Marke Kurzname nach Kurzname nach Bezeichnung nach DIN EN 14343-A DIN EN 14343-B AWS/ASME II C SFA5.9 (USA) Böhler SAS 2-IG R W 19 9 Nb SS347 ER347 (statische) Dehngrenze als der Grundwerkstoff. Tabelle 3.7: Statische Festigkeitskennwerte des Schweißgutes aus dem allg. Datenblatt des Herstellers (mit Angabe der normativen Mindestwerte) Dehngrenze Rp0,2 Zugfestigkeit Rm Bruchdehnung A in N/mm2 in N/mm2 in % 490 (≥350) 660 (≥550) 35 (≥25) Die chemische Zusammensetzung wird im Abnahmeprüfzeugnis, wie in Tabelle 3.8 aufgeführt, angegeben. Es wurde in allen Schweißungen die gleiche Charge des Schweißdrahtes verwendet. Tabelle 3.8: Chemische Zusammensetzung des Schweißgutes (Massen-%) C Si Mn P S Cr Mo Ni Nb Ta N Co 0,011 0,42 1,67 0,009 0,010 19,87 0,04 10,69 0,51 0,003 0,05 0,015 3.1.3 Gefüge aus Grundwerkstoff und Schweißgut Das Gefüge von Grundwerkstoff und Schweißgut sowie das Mischgefüge aus beiden Werkstoffen lässt sich mithilfe des Schaeffler-Diagramms näherungsweise bestimmen (Abbildung 3.6). Darin wird berücksichtigt, dass Nickel ein Austenitbildner und Chrom ein Ferritbildner ist. Abbildung 3.6: Schaefflerdiagramm und Einordnung der vorliegenden Gefüge Auf Basis der chemischen Zusammensetzung werden für Chrom- und Nickel-Äquivalent die in Tabelle 3.9 angegebenen Werte bestimmt. 3.1 Grundcharakterisierung der Proben 19 Tabelle 3.9: Chrom- und Nickel-Äquivalente von Grundwerkstoff und Schweißgut nach Schaeffler Chrom-Äquivalent (in Massen-%) Nickel-Äquivalent (in Massen-%) %Cr+%Mo+1,5 ·%Si+0,5%Nb+2 ·%Ti %Ni+30 ·%C+0,5 ·%Mn GW, Rohr 1 18,37 12,34 GW, Rohr 2 18,18 11,905 Schweißgut 20,84 11,855 GW: Grundwerkstoff Auch wenn es sich bei Grundwerkstoff und Schweißgut um artgleiche Werkstoffe handelt – wie schon an der amerikanischen Bezeichnung zu erkennen ist – weist das Schweißgut gegenüber dem rein austenitischen Grundwerkstoff einen deutlichen Ferritanteil von ca. 10% auf. Dieser ist ebenso eindeutig in den Schliffbildern zu erkennen. Der Ferritanteil macht sich zudem durch seine magnetische Eigenschaft bemerkbar. Im Abnahmeprüfzeugnis wird der Delta-Ferritgehalt des Schweißguts mit ca. 8,5% angegeben. Dieser Wert wurde nach De Long1 bestimmt, einer Alternative zum Schaeffler-Diagramm. Eine weitere Alternative zur Bestimmung des Ferritan- teils stellt das WRC-1992-Diagramm nach Kotecki und Siewert [55] dar. Hierauf soll aber nicht weiter eingegangen werden. Das Mischgefüge am Übergang von Schweißgut zu Grundwerkstoff besteht zu je 50% aus beiden Werkstoffen. Dies hat eine chemische Analyse der Auflegierung am IfW ergeben. Der Ferritanteil beträgt demzufolge ca. 5%. 3.1.4 Technische Zeichnung und reale Probengeometrie Die Proben der selbst durchgeführten Versuche der Serien V1, V2, V3 und V4 sind entsprechend der in Abbildung 3.7 dargestellten Zeichnung (Draufsicht) gefertigt worden. Abbildung 3.7: Technische Zeichnung der Proben, Maße in mm; Quelle: AREVA NP GmbH Hinsichtlich Seitenansicht weicht die reale Probengeometrie jedoch deutlich von der idealen (Rohr-)Geometrie ab (siehe Abbildung 3.8, unten). Dies betrifft zum einen den Bereich der Nahtüberhöhung und auch die globale Geometrie, die einen deutlichen Verzug aufweist. 1Hier wird der Stickstoff-Anteil im Nickel-Äquivalent berücksichtigt, was zu genaueren Ergebnissen führt; der Stickstoffanteil wurde im Prüfzeugnis allerdings nicht explizit angegeben. 20 3 Experimenteller Teil Abbildung 3.8: Fotos der Proben aus dem Rohr 1 mit unbearbeiteter und mit nachbearbeiteter Naht (exemplarisch) 3.2 Scannen der Proben Um den Einfluss der Probengeometrie (global und lokal) von dem Einfluss der Werkstoffinho- mogenität klar trennen zu können, muss die Geometrie der Probe im Finite-Elemente-Modell sehr präzise abgebildet werden. Aus diesem Grund wurde jede Probe vor dem Versuch durch Scans erfasst: • Scan der gesamten Probe zur Erfassung der globalen Geometrie, mit geringer Auflö- sung • Scan des Schweißnahtbereichs zur präzisen Erfassung der Nahtgeometrie, mit hoher Auflösung 3.2.1 Scannen der globalen Geometrie Die Gesamtgeometrie der Probe wurde mit dem DAVID® 3D Laserscanner aufgenommen (Ab- bildung 3.9). Die hier verwendete Methode des Laserscannings basiert auf einem Algorithmus, der die Laserlinien in den durch eine Kamera aufgenommenen Bildern auswertet. Dabei wird eine bekannte Hintergrundgeometrie benötigt. Diese wird durch fixe – dem Algorithmus bekannte – Kalibriermarkierungen auf in einem Winkel von 90◦ zueinander stehenden Wänden gewährleis- tet. Für eine präzise Aufnahme der lokalen Objektpunkte wurde hier eine Schwarz-Weiß-Kamera verwendet, da eine Farbkamera nur mit jedem vierten Pixel die Farbe rot (roter Laserstrahl) aufnehmen kann, dazwischen wird interpoliert. Um Störungen durch Schattierungen zu vermei- den, wurde die Probe zuvor mit weißem Scanspray versehen. Der Messaufbau ist in Abbildung 3.9 dargestellt. Aus dem Schnitt des Laserstrahls mit dem Hintergrund wird die 3D-Ebene des Lasers zurückge- rechnet. Auf Basis des Schnittes der Laser-Ebene mit dem Objekt (reflektierte Strahlen) können die 3D-Koordinaten des Objektes bestimmt werden. Die sogenannte Laser-Triangulation wird in Abbildung 3.10 veranschaulicht. Der Triangulationswinkel sollte ca. 30◦ betragen. Der Arbeitsabstand zum Objekt sowie Kamera- und Laserpositionen wurden so gewählt, dass dies für jeden Punkt der Probe gewährleistet ist. Das beschriebene Verfahren sowie der hinterlegte Algorithmus beruhen auf Forschungsarbeiten von Winkelbach et al. [141]. 3.2 Scannen der Proben 21 Technische Daten Laser: roter Linienlaser (Klasse 1, 650nm) Arbeitsabstand zum Objekt: 600mm Winkel der Raumecke mit Kalibriermarken: exakt 90◦ Triangulationswinkel: ca. 30◦ Kamera: 2-Megapixel-Webcam Auflösung: 1 Punkt pro Objekt-Pixel Fehler: <0,4mm Abbildung 3.9: DAVID® 3D Laserscanner – Messaufbau Abbildung 3.10: Laser-Triangulation [141] Die vier separat gescannten Ausschnitte der Probe (Scan von allen vier Seiten) werden über einen weiteren Algorithmus zu einem Körper zusammengefügt. Abbildung 3.11: Polygonnetz einer Probe (exemplarisch) 22 3 Experimenteller Teil Das Resultat des Scans ist ein Polygonnetz, das bei Bedarf direkt in ein (sehr feines) Finite- Elemente-Netz überführt werden könnte. Das gescannte Modell einer Probe ist exemplarisch in Abbildung 3.11 dargestellt. 3.2.2 Scannen der Nahtgeometrie Die Nahtgeometrie wurde mit dem OptoTOP HE, einem 3D-Scanner der Firma Breuckmann, aufgenommen. Dieser Scanner verfügt über eine weitaus höhere Auflösung als der DAVID® 3D-Scanner, die insbesondere zur detailgetreuen Abbildung der Kerbgeometrie benötigt wird. Allerdings wird bei optimaler Einstellung und Ausnutzung der hohen Auflösung lediglich ein Be- reich mit einer Länge von 40mm bei einer Aufnahme erfasst, was bezogen auf den Nahtbereich genügt, für das Scannen der gesamten Probe jedoch ungeeignet ist. Denn einerseits hätten bei einer Probenlänge von ca. 360mm je Probe mehr als 36 Scans (9 Abschnitte je 4 Aufnahmen für alle 4 Seiten, jeweils mit Überlappung) gemacht werden müssen; viel entscheidender ist jedoch, dass sich andererseits der Fehler bei Zusammensetzen dieser Abschnitt mit jedem weiteren Ab- schnitt aufsummiert. Der 3D-Scanner ist in Abbildung 3.12 dargestellt – mit Angabe der relevanten technischen Daten. Technische Daten Bilddiagonale: 50mm bzw. Bildfläche: 30mm x 40mm Arbeitsabstand zum Objekt: 337mm Triangulationswinkel: 30◦ Auflösung in der Ebene: 30 µm Auflösung in Tiefenrichtung: 5 µm Abbildung 3.12: 3D-Scanner OptoTOP HE – Messaufbau Das Verfahren, das diesem 3D-Scanner zugrunde liegt, basiert ebenfalls auf dem Funktions- prinzip der bildhaften Triangulation (vgl. Abbildung 3.10). Hier wird anstatt des Lasers eine Projektionseinheit verwendet, die zur Kamera wieder vorzugsweise im Winkel von 30◦ stehen sollte (siehe Abbildung 3.12). Anstatt des Laserstrahls wird hier ein paralleles, äquidistantes Gitter auf die Probe projiziert; anstatt der Laserlinie(n) wird nun ein binäres Streifenmuster von der Kamera erfasst (Abbildung 3.13). Die Geometrieparameter, die zur Triangulation benö- tigt werden, müssen vorab durch eine Kalibriermessung bestimmt werden (vergleichbar mit der Orientierung an geometrisch bekannten Markierungspunkten beim Laserscanning). Die deutlich höhere Genauigkeit dieses Systems wird durch die Kombination des Gray-Code- Verfahrens und der Phasen-Shift-Technik erreicht. 3.2 Scannen der Proben 23 Abbildung 3.13: Streifenprojektion mit unterschiedlicher Linienanzahl (exemplarisch) [52] Im Rahmen des Gray-Code-Verfahren werden nacheinander auf die Probe projizierte Streifen- muster verarbeitet, deren Frequenz sich von Aufnahme zu Aufnahme verdoppelt (1, 2, 4, ..., 64 Linienpaare). Aus der Abfolge heller und dunkler Grauwerte lässt sich für jedes Kamerapixel die Nummer der korrespondierenden Lichtebene über einen Binärcode (Gray-Code2) bestimmen (Abbildung 3.14). [39] Abbildung 3.14: Prinzipskizze zur räumlich-zeitlichen Kodierung der sogenannten Korrespondenzinfor- mation [39] Eine subpixelgenaue Auflösung wird erst durch anschließende Phasen-Shift-Technik erreicht. Das Gitter mit 64 Linienpaaren wird nun mit sinusförmiger Helligkeitsverteilung viermal (hier: 4er-Phasen-Shift) um 90◦ phasenverschoben aufprojiziert. Für jeden Bildpunkt kann nun die Phasenlage bestimmt werden. Die hohe Messgenauigkeit wird durch die kurze Periodenlänge (typischerweise drei bis acht Linien) erreicht. Allerdings kann eine eindeutige räumliche Zuord- nung nur in Kombination mit der Gray-Code-Messung erfolgen, da sich die Phasen in einem Sinussignal wiederholen. [39] Um eine homogen matte Oberfläche zu erzielen, die ein Scannen ohne Störungen (Reflexion, Schattierung) ermöglicht, wurden die Proben auch hier mit einem Scanspray besprüht. Die Schichtdicke beträgt weniger als 8 µm. 2Die von Frank Gray patentieren Gray-Codes erweisen sich bei der Dekodierung gegenüber anderen Binärcodes als sehr robust. 24 3 Experimenteller Teil Abbildung 3.15: Scan der Nahtgeometrie – original (links) und komprimiert (rechts), jeweils als Poly- gonnetz und in gerenderter Darstellung Nach Erfassen des gesamten Nahtbereichs aus vier verschiedenen Blickwinkeln, müssen nun die einzelnen Scans wieder über das sogenannte Contour-Matching zu einem Körper zusammenge- fügt werden. Dies kann in der zum Scanner zugehörigen Software Optocad erfolgen. Das Resultat des Scans ist ebenfalls ein Polygonnetz (Netz aus Dreiecksflächen), das aber wesentlich kleinere Flächen enthält als das dem DAVID®-Scanner entstammende Netz. Die kleinsten Flächen haben eine Kantenlänge von 30µm, was der höchsten Auflösung entspricht. Ein solches Polygonnetz besteht aus ca. 500.000 dreieckigen Polygonen. Bei Verwendung des Scans als Grundlage für das Finite-Elemente-Modell stellen die Kanten der Polygone gleichzeitig auch Elementkanten dar. Eine Berechnung mit 500.000 Elementen allein an der Oberfläche des Nahtbereichs ist jedoch kaum möglich und zudem wenig sinnvoll. Wesent- lich besser ist es, die höchste Auflösung nur an Stellen des Nahtbereichs zu verwenden, wo sie benötigt wird. Das ist vor allem im Bereich der Kerbe der Fall. In Optocad ist ein Algorithmus implementiert, der genau eine solche adaptive Vernetzung ermöglicht. In Abbildung 3.15 sind beide Polygonnetze einander gegenübergestellt. Zudem ist die gerenderte Darstellung gegeben, aus der die Vergröberung leicht ersichtlich wird. Aus Abbildung 3.16 wird jedoch ersichtlich, dass auch die Kerbe an Auflösung einbüßt. Im Be- darfsfall ist es deshalb möglich, im Kerbbereich Ausschnitte des Netzes mit höchster Auflösung zu verwenden und diese in das Modell mit grobem Netz einzubauen. Abbildung 3.16: Unkomprimiertes und komprimiertes Netz im Bereich der Nahtkerbe 3.2 Scannen der Proben 25 3.2.3 Geometrieparameter Auf Basis der Scans in höchster Auflösung wurden genauere Untersuchungen der Geometrie der Probe ermöglicht. Da im Langzeitfestigkeitsbereich insbesondere Kerbradius und Nahtan- stiegswinkel, aber auch Kantenversatz und Winkelverzug von Bedeutung sind, wurde auch hier besonderes Augenmerk auf diese Parameter gelegt. Die nachfolgenden Auswertungen wurden in der CAD-Software Rhinozeros® 4.0 durchgeführt. An 13 unbearbeiteten Proben (aus Rohr 1, siehe Abschnitt 3.1) wurden in mehreren Schnittebe- nen die in Abbildung 3.17 links eingezeichneten Geometrieparameter gemessen. Die Schnittebe- nen sind exemplarisch in der Abbildung rechts dargestellt. Da der Kantenversatz zwischen den beiden Rohren sehr klein war, ist er als Geometrieparameter hier nicht vorgesehen. Abbildung 3.17: Geometrieparameter (links), die an den Schnittebenen der unkomprimierten Scans (rechts) gemessen wurden Was hier als Kerbradius bezeichnet wird, muss zunächst noch definiert werden. Denn streng genommen kann an einem Polygonnetz aus ebenen Dreiecken, die sich im Schnitt als lineare Abschnitte darstellen, kein Radius bestimmt werden, da die Abschnitte und somit auch deren Aneinanderreihung keine Krümmung aufweisen. Wird stattdessen eine interpolierte Kurve bei der Messung zugrunde gelegt, unterscheidet sich das Ergebnis einerseits in Abhängigkeit von dem Grad der interpolierten Kurve, andererseits weist der Kerbbereich mitunter auch tatsächlich un- terschiedliche Krümmungen auf. So können auch Schmiegekreise mit verschiedenen Radien die Kerbe beschreiben (Abbildung 3.18). Um die Auswertung zu standardisieren, wird der Kerbradius als gemittelter Radius im Bereich starker Krümmung der Kerbe definiert, wie in Abbildung 3.18 veranschaulicht. Der stark ge- krümmte Bereich der Kerbe ist auch ohne Ausgabe der Krümmungsfunktion zu erkennen, was Abbildung 3.18: Definition des Kerbradius’ 26 3 Experimenteller Teil die Auswertung vereinfacht. Der Radius kann in Rhinozeros® über drei Punkte – am Anfang, in der Mitte und am Ende des stark gekrümmten Bereichs – oder über zwei Tangenten – am An- fang und am Ende des Bereichs – mit Radienmittelpunkt auf deren Mittelsenkrechten bestimmt werden. Der Nahtanstiegswinkel wird demzufolge durch den Winkel zwischen den beiden in Abbildung 3.18 eingezeichneten Tangenten definiert. Mit dieser Vorgehensweise konnten die Geometrieparameter von verschiedenen Personen repro- duzierbar bestimmt werden. Die Ergebnisse aus über 100 ausgewerteten Schnitten sind für die „scharfe“, versagensmaßgeb- liche3 Kerbe (Kerbe 1) in Abbildung 3.19 aufgetragen. Es ist zu erkennen, dass ein kleiner Ausrundungsradius tendenziell in Kombination mit einem großen Nahtanstiegswinkel auftritt und große Ausrundungsradien mit kleinen Nahtanstiegswinkel kombiniert sind. 0 0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2 0 20 40 60 80 100 120 0 10 20 30 40 50 60 A us ru nd un gs ra di us r 1 in m m N ah ta ns tie gs w in ke lα 1 in ◦ Nummer der Messung – sortiert nach ansteigendem Ausrundungsradius Radius r1 Winkel α1 Abbildung 3.19: Gemessene Radien mit zugehörigen Nahtanstiegswinkeln (an Kerbe 1, Naht N1) Selbst an einer einzigen Naht (hier: N1) sind enorme Unterschiede bezüglich dieser Geometrie- parameter zu verzeichnen. Die genauen Messwerte für alle vier Kerben sind im Anhang in den Tabellen A.5 bis A.8 dokumentiert. Radien und Nahtanstiegswinkel wurden auch an Proben aus Rohr 2 (Naht N7) stichprobenar- tig gemessen. Die Ergebnisse konnten in den Wertebereich der Geometrieparameter aus Rohr 1 eingeordnet werden. Somit wurden weitere Auswertungen nicht für notwendig befunden. Die gemessenen Werte für die Nahtüberhöhung und deren Breite sowie für den Winkelverzug streuen innerhalb einer Naht weitaus weniger als die Werte für Kerbradius und Nahtanstiegswin- kel. Die Mittelwerte aus Naht N1 können Tabelle 3.10 entnommen werden, genaue Messwerte sind im Anhang in den Tabellen A.9 bis A.13 zu finden. Der Vergleich der Nähte aus zwei unterschiedlichen Rohren macht aber deutlich, dass auch in Bezug auf diese Parameter große Unterschiede möglich sind (vgl. Abbildung 3.4). 3Bei Dehnungsamplituden unter 1% geht der versagensmaßgebliche Riss von dieser Kerbe aus (siehe Abschnitt 3.4.2) – so wie es aus Untersuchungen im Langzeitfestigkeitsbereich bekannt ist. 3.3 Zugversuche 27 Tabelle 3.10: Mittlere gemessene Werte für Nahtüberhöhung, deren Breite und Winkelverzug nach Ab- bildung 3.17 Nahtüberhöhung Breite der Nahtüberhöhung Winkelverzug h1 h2 b1 b2 αv 1,2mm 1,0mm 11,6mm 8,6mm 4,9 ◦ 3.3 Zugversuche Zur Bestimmung des Elastizitätsmoduls, aber auch zum Vergleich mit den im Abnahmeprüf- zeugnis angegebenen statischen Werkstoffkennwerten (Tabelle 3.2), wurden an zwei Proben aus Rohr 1 Zugversuche durchgeführt. Die Versuche erfolgten mit den gelieferten Proben, wie in Abbildung 3.8 dargestellt. Eine Anfertigung genormter Proben (nach DIN EN ISO 6892 [31]) war nicht vorgesehen. Die resultierenden Spannungs-Dehnungs-Kurven sind in Abbildung 3.20 dargestellt. 0 100 200 300 400 500 600 0 5 10 15 20 25 30 Sp an nu ng σ in M Pa Dehnung ε in % Probe 1 – Naht unbearbeitet Probe 2 – Naht bearbeitet Abbildung 3.20: Spannungs-Dehnungs-Kurven aus den Zugversuchen Die Spannung bezieht sich auf den Anfangsquerschnitt A0 = 100mm2, der bei Versuchsbeginn am Versagensort vorgelegen hat. Die Dehnung wurde über eine Messlänge L0 = 50mm integral über die Naht ermittelt. Die aus der Spannungs-Dehnungs-Kurve bestimmten Kennwerte sind in Tabelle 3.11 zusammen- gefasst. Der Bruch trat bei der Probe mit bearbeiteter Naht unmittelbar neben der Schweißnaht auf, bei der Probe mit unbearbeiteter Naht im Abstand von 11mm zum Nahtübergang (siehe Abbildung 3.21). Tabelle 3.11: Statische Festigkeitskennwerte des „Grundwerkstoffs“ bei Raumtemperatur Probe Elastizitätsmodul E Dehngrenze Rp0,2 Zugfestigkeit Rm Bruchdehnung A in N/mm2 in N/mm2 in N/mm2 in % unbearbeitet 190000 293 608 25,1 bearbeitet 190000 301 612 25,6 Anmerkung: beide Proben entstammen Rohr 1 28 3 Experimenteller Teil Abbildung 3.21: Bruchbilder nach dem Zugversuch: Naht unbearbeitet (oben), Naht bearbeitet (unten) 3.4 Schwingversuche Teil I Im Folgenden werden Aufbau, Durchführung sowie Ergebnisse der Schwingversuche mit den Proben aus Rohr 1 (unbearbeitet und bearbeitet) erläutert. Diese Versuche dienen in erster Linie zur Bestimmung der Lebensdauer und des Versagensortes, während die Schwingversuche Teil II (Abschnitt 3.9) insbesondere zur Messung der Dehnungsverteilung in der Naht verwendet werden. 3.4.1 Versuchsaufbau und -durchführung Die Versuche wurden in einer servohydraulischen Prüfmaschine durchgeführt. Der Versuchsauf- bau ist in Abbildung 3.22 dargestellt. Abbildung 3.22: Versuchsaufbau – servohydraulische Prüfmaschine mit eingebauter Probe Die Einspannung der Proben erfolgte über Futterbleche. Diese waren notwendig, um die Krüm- mung der Proben in Querrichtung (Rohrkrümmung) auszugleichen. Als Futterbleche wurden die Enden der Proben verwendet, mit denen bereits Zugversuche durchgeführt worden waren. Der eingespannte Bereich der Proben wird aus Abbildung 3.23 ersichtlich. Die 60mm langen Futterbleche waren jeweils an der Seite eben beschliffen worden, die an der 3.4 Schwingversuche Teil I 29 Abbildung 3.23: Idealisierte Probe mit den im Versuch relevanten Bereichen Maschine angelegen hat. Die Oberflächen mussten zusätzlich aufgeraut werden, um eine bessere Übertragung der Kräfte zu gewährleisten. Die Versuche wurden dehnungskontrolliert, einstufig mit einem Dehnungsverhältnis von Rε = -1 durchgeführt. Die Dehnungsamplitude wurde sinusförmig über einen induktiven Wegaufnehmer mit einer Basismesslänge von 4mm und einem Messbereich von ±25% gesteuert. Die Prüffre- quenz betrug 0,2 Hertz. Die Position des Wegaufnehmers auf der Probe ist in Abbildung 3.23 eingezeichnet. Da die Proben eine deutliche Krümmung in Längsrichtung aufgrund des Winkelverzugs aufwei- sen, wurden an einer Probe exemplarisch mittels Dehnmessstreifen auch Dehnungen gemessen, die beim Einspannen der Probe entstehen. Zur Erfassung der Biegebeanspruchung wurden zwei Dehnmessstreifen verwendet und wie in Abbildung 3.23 dargestellt, auf Rohraußen- und Rohr- innenseite positioniert. Als Versagenkriterium wurde der technische Anriss festgelegt – wie im folgenden Abschnitt be- schrieben. Um diesen zu detektieren, wurde die Probe während des Versuchs über ein Mikroskop permanent auf Risse hin untersucht. 3.4.2 Versuchsergebnisse Von den je 13 zur Verfügung stehenden Proben konnten 11 unbearbeitete und 10 bearbeitete Pro- ben für die Bestimmung der Lebensdauer genutzt werden. Die Ergebnisse der Schwingversuche sind in Tabelle 3.12 dokumentiert. Neben der Lebensdauer ist auch der Versagensort angegeben, jeweils für Anriss und für Bruch. Darüber hinaus wurde der prozentuale Anteil der Anrissle- bensdauer an der Gesamtlebensdauer (Verhältnis A/B) bestimmt. Sind für den Anriss mehrere Versagensorte angegeben, bedeutet dies, dass der erste Riss am erstgenannten Ort aufgetreten ist, später aber auch Risse am zweitgenannten Ort beobachtet wurden. Der Anriss wurde durch einen Riss mit 0,5 - 1mm Tiefe und ca. 2mm Oberflächenlänge defi- niert, vereinzelt wurde der Riss aber erst bei einer Tiefe von 3mm entdeckt. Diese Spanne ist zum einen darauf zurückzuführen, dass die Probe während des Versuchs über weite Teile des verjüngten Bereichs auf Risse hin untersucht werden musste, da der Versagensort im Vorhinein unbekannt war. Zum anderen liegen aufgrund des schnellen Risswachstums bei diesen verein- zelten Proben (erkennbar am Verhältnis von Anrisslebensdauer zu Bruchlebensdauer A/B) nur sehr wenige Schwingspiele zwischen einem Anriss von 0,5mm und 3mm Tiefe, sodass die An- risslebensdauern dieser Proben mit den übrigen, bei ca. 0,5mm Risstiefe ausgewerteten Proben, dennoch vergleichbar sind. Zur Bestimmung der Bruchlebensdauer wurde die Probe entweder direkt bis zum Bruch gefah- ren oder der Versuch wurde abgebrochen, wenn durch sehr große Kolbenwege abzusehen war, dass innerhalb der nächsten Schwingspiele der Bruch der Probe eintreten würde. Grund für den vorzeitigen Abbruch war unter anderem, dass die Proben dann auch noch nach dem Versuch für weitere Untersuchungen verwendet werden konnten (Härtemessungen und metallographische Untersuchungen), um so weiteren Aufschluss über das Werkstoffverhalten zu bekommen. 30 3 Experimenteller Teil T abelle 3.12:A nriss-und Bruchlebensdauern der Proben aus R ohr 1 m it A ngabe des Versagensortes N aht – unbearbeitet (Serie V 1) N aht – nachbearbeitet (Serie V 2) εa F a A nriss Bruch A /B F a A nriss Bruch A /B in % in kN LD O rt LD O rt in % in kN LD O rt LD O rt in % 2,0 40,8 62 G W 114 G W 54 41,2 74 G W 91 G W 81 1,5 38,0 97 G W 133 G W 73 39,3 97 G W SN 204 G W 48 1,0 35,3 179 SN 314 SN 57 35,9 319 G W 754 G W 42 1,0 34,1 199 G W 313 G W 64 35,0 368 G W 442 G W 83 1,0 33,2 244 SN G W 364 G W 67 33,7 564 G W 605 G W 93 0,75 34,9 114 SN 260 SN 44 33,1 490 G W SN 724 G W 68 0,75 35,1 154 SN 197 SN 78 0,6 35,2 64 SN 268 SN 24 30,3 914 G W SN 1240 G W 74 0,5 31,2 421 SN G W 798 G W 53 30,5 704 G W SN 1034 G W 68 0,4 33,3 359 SN G W 1037 SN G W 35 30,6 494 G W 1208 G W 41 0,3 28,6 4635 SN G W 8297 SN 56 26,0 8170 SN G W 8367 SN 98 εa :Ü ber den W egaufnehm er lokalgesteuerte D ehnungsam plitude (vgl.A bbildung 3.23) F a :K raftam plitude beihalber A nrisslebensdauer LD :Lebensdauer,G W :G rundwerkstoff,SN :Schweißnaht bzw .(scharfe) N ahtkerbe A /B :Verhältnis A nrisslebensdauer/Bruchlebensdauer 3.4 Schwingversuche Teil I 31 Bei einer der unbearbeiteten Proben waren die Risse kurz vor dem Bruch sowohl im Grundwerk- stoff als auch an der Nahtkerbe so groß, dass beide Orte als annähernd gleichwertige potentielle Bruchversagensorte anzusehen sind. Aus diesem Grund wurden beide Orte genannt. Abbildung 3.24: Anrissorte der Proben bei 0,3% und 0,4% (lokal geregelter) Dehnungsamplitude Abbildung 3.25: Anrissorte der Proben bei 1,5% und 2,0% (lokal geregelter) Dehnungsamplitude Bei den Proben mit nachbearbeiteter Naht traten sowohl Anriss als auch Bruch überwiegend im Grundwerkstoff auf. Dies lässt sich auf die unterschiedlichen Rauigkeiten zwischen beschliffenem Nahtbereich und rauer Probenoberfläche zurückführen. Besonders bemerkenswert ist, dass unter sehr hoher Belastung auch bei den unbearbeiteten Pro- ben das Versagen im Grundwerkstoff auftritt und die Nahtkerbe folglich nicht mehr das Versagen bestimmt, sondern Werkstoffinhomogenitäten an Bedeutung gewinnen. In den Abbildungen 3.24 und 3.25 sind exemplarisch Bruchbilder verschiedener Proben, die bei unterschiedlichen Dehnungsamplituden getestet wurden, dargestellt, aus denen die beschriebe- nen Versagensorte zu erkennen sind. Die Risse traten immer senkrecht zur Hauptbeanspru- 32 3 Experimenteller Teil chungsrichtung, d.h. senkrecht zur Probenlängsrichtung auf. In Abbildung 3.27 sind einige Bruchflächen exemplarisch dargestellt. Meist ging der Riss von der rauen Oberfläche aus, in einigen Fällen startete er auch von der Probenkante. In Abbildung 3.26 sind die Versuchsergebnisse im Wöhlerdiagramm dargestellt mit den zugehö- rigen Dehnungs-Wöhlerlinien (für den Anriss). Traten Risse an der Naht und im Grundwerkstoff auf, so sind beide Anrissorte auch im Diagramm eingetragen – mit großem Symbol für den ers- ten Anrissort und kleinem Symbol für den zweiten Anrissort. Die Lebensdauer bezieht sich aber immer auf den ersten Anriss. Es sei erwähnt, dass es sich bei der angegebenen Dehnungsamplitude lediglich um den mittels Wegaufnehmer geregelten Wert handelt, die Amplitude am Versagensort von diesem Wert aber deutlich abweichen kann. Somit sollten auch die abgebildeten Wöhlerlinien nicht als Werkstoff- wöhlerlinien missverstanden werden. Dennoch ist eindeutig zu erkennen, dass die unbearbeiteten Proben bei Versagen an der Nahtkerbe eine kürzere Lebensdauer aufweisen als die Proben mit bearbeiteter Naht. Tritt das Versagen im Grundwerkstoff auf, was hier bei Dehnungsamplituden ab ca. 1% der Fall ist, sind die Unterschiede in der Lebensdauer geringer. 0.1 1 10 10 100 1000 10000 G er eg el te D eh nu ng sa m pl itu de ε a in % Anriss-Lebensdauer Naht unbearbeitet Naht bearbeitet unbearbeitet – Anriss an der Naht unbearbeitet – Anriss im Grundwerkstoff bearbeitet – Anriss an der Naht bearbeitet – Anriss im Grundwerkstoff Abbildung 3.26: Versuchsergebnisse und (Anriss-)Dehnungswöhlerlinien der Proben mit unbearbeiteter und mit nachbearbeiteter Naht Die Messung der Dehnungen aus dem Einspannvorgang (DMS-Messung) ergab vernachlässigbar geringe Werte von εEinspannung 1 = -0,0675% und εEinspannung 2 = 0,0553%. 3.4 Schwingversuche Teil I 33 Abbildung 3.27: Bruchflächen und zugehörige Versagenorte der Proben (exemplarisch); Quelle der Fo- tos: PhM 34 3 Experimenteller Teil 3.5 Eigenspannungen und Spannungsarmglühen Auch wenn Eigenspannungen im Kurzzeitfestigkeitsbereich eine untergeordnete Rolle spielen, da diese aufgrund der elastisch-plastischen Beanspruchung „herausplastizieren“ können, soll den- noch kurz darauf eingegangen werden, da an späterer Stelle darauf zurückgegriffen wird. In Abbildung 3.28 ist der Eigenspannungsverlauf einer Probe zwischen Grundwerkstoff und Schweißnaht im Bereich der mittleren Lagen dargestellt. Die röntgenografische Eigenspannungs- messung wurde am IfW durchgeführt. Es zeigt sich, dass an dieser Stelle der Naht auch nach dem Freischneiden der Probe aus dem Rohr noch hohe Resteigenspannungen (Druckeigenspannungen) vorliegen. Abbildung 3.28: Eigenspannungsverlauf zwischen Grundwerkstoff und Schweißnaht im Bereich der mittleren Lagen in Probenlängsrichtung [10] Nach Gibmeier [38] haben Eigenspannungen einen Einfluss auf die Härte. Um diesen bei vor- liegenden Schweißverbindungen zu untersuchen, wurde eine Probe nach bereits erfolgter Härte- messung spannungsarmgeglüht und anschließend einer erneuten Härtemessung unterzogen. Eine weitere Probe wurde spannungsarmgeglüht, um die Gefügestruktur zu untersuchen. Für den realen Einsatz werden die vorliegenden Schweißverbindungen nicht wärmebehandelt. Gemäß DIN EN 10028-7 [28] soll eine Wärmebehandlung nach dem Schweißen austenitischer Stähle sogar vermieden werden. Für dickwandige Bauteile empfiehlt die Norm eher ein Stabi- lisierungsglühen oder auch ein Lösungsglühen. Beides wird bei deutlich höheren Temperaturen durchgeführt (mind. 850 bzw. 1000◦C) als das Spannungsarmglühen mit dem Ziel, das Gefüge bewusst zu beeinflussen. Beim hier durchgeführten Spannungsarmglühen soll genau dies vermieden werden; es sollen le- diglich Eigenspannungsspitzen durch kurzzeitiges Absenken der Fließspannung reduziert werden. Das Spannungsarmglühen wurde von der Firma BUKO-Ferrodur in Mühltal durchgeführt. Die Proben wurden innerhalb von 3 Stunden bei nahezu konstanter Temperaturerhöhung auf eine Temperatur von 650◦C gebracht. Auf dieser Temperatur folgte eine Haltezeit von ca. 7,5 h. Anschließend wurde die Probe innerhalb von 5 h auf 400◦C und nach weiteren 5 h auf Raum- temperatur abgekühlt. Die Ergebnisse der Untersuchungen von Gefüge und Härte sind in den Abschnitten 3.6.2.3, 3.6.2.4 und 3.7.2.2 dokumentiert. 3.6 Schliffbilder In diesem Abschnitt sollen die Gefügezonen der Schweißnähte näher beleuchtet werden. Dies er- folgt anhand von Schliffbildern verschiedener Nahtbereiche, die exemplarisch an Proben aus den Serien V1 (unbearbeitet, N1), V2 (bearbeitet, N2) und V4 (unbearbeitet, N7) erstellt wurden. 3.6 Schliffbilder 35 Die Nähte wurden vor und vereinzelt auch nach dem Versuch untersucht. 3.6.1 Präparation der Proben Die Präparation der Proben wurde am Fachgebiet Physikalische Metallkunde (PhM) der TU Darmstadt vorgenommen. Der Nahtbereich der Proben wurde zunächst in Epoxidharz einge- bettet, beschliffen und mechanisch sowie oxydisch poliert. Das Grobschleifen diente dabei der Einebnung der Proben. Im Anschluss folgte der Feinschliff, der zu einer Verringerung der Ober- flächenrauigkeit sowie zur Reduzierung der Deformationsschicht führte. Die Deformationsschicht entsteht durch den verfahrensbedingten mechanischen Materialabtrag beim Grobschliff [90]. Das darunterliegende Gefüge der Proben wurde im Anschluss durch mechanisches Polieren freige- legt. Der abschließende Poliervorgang erfolgte mit Siliziumoxyd auf einem OP-Chem Poliertuch. Nach der Politur betrug die Oberflächenrauigkeit weniger als 0,1 µm. Die Kontrastierung des Gefüges nach der Politur wird durch eine Redoxreaktion der geschliffe- nen Metalloberfläche mit einem Ätzmittel hervorgerufen. Dabei wirkt die Ätzlösung als Katode und die Schlifffläche der Probe als Anode. Die durch die Ätzung hervorgerufenen Veränderungen des Mikroreliefs lassen diffuse Reflexionsbedingungen entstehen, die letztlich zur Kontrastierung des Gefüges unter einfallendem Licht führen. Die „V2A-Beize“ wird am häufigsten für die Ätzung nichtrostender Stähle verwendet. Mit ihr lassen sich Austenit, Delta-Ferrit genauso wie Karbidausscheidungen sichtbar machen. Sie wurde zunächst für eine Grundcharakterisierung der Gefügezonen der Nähte N1 und N2 im unbelaste- ten Zustand verwendet. Um die Proben nach Belastung auch auf Martensit hin zu untersuchen, wurde das Ätzmittel „Beraha-I“ verwendet. Dieses ist ein Farbätzmittel, das neben den genannten Phasen selbst strukturlosen Martensit entwickeln kann. Die Zusammensetzungen der Ätzmittel stehen in Tabelle 3.13. Tabelle 3.13: Zusammensetzungen der Ätzmittel für die Präparation der Proben V2A-Beize Beraha-I 200 cm3 Salzsäure – HCI 100 cm3 Stammlösung 200 cm3 Wasser – H2O 1 g Kaliumdisulfit – K2S2O5 20 cm3 Salpetersäure – HNO3 0,6 cm3 Sparbeize nach Dr. Vogels Stammlösung: 1000 cm3 Wasser – H2O 200 cm3 Salzsäure – HCI 24 g Ammoniumhydrogendifluorid – (NH4)HF2 3.6.2 Analyse der Schliffbilder In Abbildung 3.29 sind Schliffbilder je einer Naht aus Schweißung N1 (unbearbeitet) und N2 (be- arbeitet) dargestellt. Die Schliffe wurden mit V2A-Beize angeätzt. Dadurch wird die Nahtform sowie bereits das schmale Band der Grobkornzone („Wärmeeinflusszone“) in Form der dunklen Schattierung sichtbar. In Abbildung 3.30 sind die unterschiedlichen Nahtformen aus Schweißung N1 (Rohr 1, Schwing- versuche Teil I) und N7 (Rohr 2, Schwingversuche Teil II) zu erkennen. Insbesondere die Position der Decklagen unterscheidet sich bei beiden Nähten. Aber auch an der Wurzel sind Unterschiede zu sehen – bei N1 wurde ohne und bei N7 mit Zusatzwerkstoff gearbeitet. Beide Schliffbilder wurden im Zustand nach Belastung mit mehreren Zyklen angefertigt, was auf die Form der Schweißnaht jedoch nahezu keine Auswirkung hat (vgl. N1 in den Abbildungen 3.29 und 3.30). Die Naht wurde mit Ätzlösung Beraha-I bearbeitet; zur besseren Erkennbarkeit der Nahtform 36 3 Experimenteller Teil wurden die Bilder jedoch „schwarz-weiß“ aufgenommen. Abbildung 3.29: Schliffbilder je einer Naht aus Schweißung N1 (unbearbeitet, links) und aus Schwei- ßung N2 (bearbeitet, rechts) – unbelasteter Zustand, Decklagen oben Abbildung 3.30: Schliffbilder je einer Naht aus Schweißung N1 (Rohr 1, links) und aus Schweißung N7 (Rohr 2, rechts) 3.6.2.1 Analyse des Schliffbildes einer unbelasteten Probe Bei genauerer Betrachtung stellt sich die Gefügeausbildung in allen Probenserien ähnlich dar. Somit genügt es, Details an einem Schliffbild genauer zu beleuchten. In Abbildung 3.31 ist das Schliffbild aus Abbildung 3.29 nach Behandlung mit Beraha-I-Ätzlösung dargestellt. Das Gefüge des austenitischen Grundwerkstoffs ist gleichmäßig über den Querschnitt verteilt und erscheint im Schliffbild blau-braun. Die unterschiedlichen Farben kommen aufgrund der unterschiedlichen Orientierung der Kristallite und der damit einhergehenden verschiedenartigen Reflexion der Lichtstrahlen zustande (siehe auch Abbildung 3.32). Die Naht wird beidseitig von der Grobkornzone umgeben, die jedoch nicht gleichmäßig über die Probendicke verteilt ist. Dies ist auf eine ungleichmäßige Wärmeeinbringung beim Schweißen zurückzuführen. So ist die Grobkornzone im Bereich der Wurzel stärker ausgeprägt (Abbildung 3.31 rechts unten), da hier der größte Wärmeeintrag stattfindet, was mitunter durch das größte Verhältnis von Draht- zu Schweißgeschwindigkeit bedingt ist. Aber auch an anderen Bereichen der Naht variiert die Grobkornzone von unter 100 µm bis zu 700 µm (Abbildung 3.31 rechts oben). Innerhalb der Naht ist erkennbar, dass das dendritische Gefüge epitaktisch von der Schmelz- grenze ausgehend in Richtung Schweißnahtmitte wächst (Abbildung 3.32 rechts, vgl. Abschnitt 2.3). Da das Bauteil in mehreren Lagen geschweißt wurde, sind die Dendriten in verschiedene Richtungen orientiert. 3.6 Schliffbilder 37 Abbildung 3.31: Schliffbild des Nahtbereichs einer unbelasteten Probe (V1), angeätzt mit Beraha-I Der interdendritische Delta-Ferrit wird durch die Ätzlösung aufgelöst, sodass dieser im Schliff schwarz erscheint. Abbildung 3.32: Gefügezonen: Feinkörniger Austenit / Grobkornzone / Schweißgut (links), epitakti- sches Wachstum des Schweißguts als Folge der heterogenen Keime des aufgeschmol- zenden Grundwerkstoffs und dendritische Erstarrung ins Schweißgutinnere; interden- tritischer Ferrit in schwarz erkennbar (rechts) Die Wärmeeinflusszone ist nach Dilthey [26] klar definiert. Sie umfasst mehrere an die Naht angrenzende Gefügezonen des Grundwerkstoffs bis zur Zone, in der nur noch eine unvollständige Umkristallisation stattfindet. Dieser Bereich ist auch im Makroschliff erkennbar. Die von der Wärme beim Schweißprozess tatsächlich beeinflusste Zone – d.h. die reale Wärmeeinflusszone – reicht aber weit darüber hinaus. Nach Dilthey schließt sich an den Bereich der (definierten) Wärmeeinflusszone eine Gefügezone an, in der es zur Rekristallisation kommen kann. An dem in Abbildung 3.33 dargestellten Ausschnitt des hier untersuchten Schliffs ist dieser Bereich zu erkennen. Dies war allerdings die einzige Probe, an der die weitreichende Wärmewirkung er- Abbildung 3.33: Reale Wärmeeinflusszone über die Grobkornzone hinaus – hier sichtbar am rekristal- lisierten, zuvor martensitischen Gefüge 38 3 Experimenteller Teil kennbar wurde. Denn oberhalb des rekristallisierten Bereichs befindet sich auf Rohraußenseite eine Schlagzahl; der darunter entstandene Martensit wurde infolge des Schweißprozesses durch Rekristallisation des Gefüges aufgelöst. 3.6.2.2 Analyse der Schliffbilder von Proben nach dem Versuch Nach dem Versuch ist verformungsinduzierter Martensit in den Schliffbildern zu erkennen (Ab- bildung 3.34). Er zeigt sich im Schliff mit nadelförmiger Struktur in schwarzer Farbe [90, 127]. Er bildet sich bevorzugt an sich schneidenden Scherbändern und entsteht auch dort wo zwei Bänder aneinanderstoßen [16]. Abbildung 3.34: Martensit mit nadelförmiger Struktur in oberflächennahen Bereichen (oben), an Rissen sowie Stellen sonstiger Beanspruchungskonzentration (Mitte); kein Martensit bzw. nur Randschicht-Martensit im Bereich der Nahtwurzel (unten) 3.6 Schliffbilder 39 Martensit ist hier überwiegend in den oberflächennahen Bereichen zu finden, im Inneren der Probe lässt sich kein Martensit feststellen. Aber auch an der Oberfläche wird Martensitbildung nicht gleichmäßig beobachtet. Die Konzentration des Martensits, also der Phasenanteil im Korn, ist abhängig von der Höhe der Beanspruchung. So reicht die Beanspruchung im Bereich der Nahtwurzel nicht zur Bildung von Martensit aus. Besonders konzentriert ist Martensit im Bereich von Rissen vertreten. 3.6.2.3 Analyse des Schliffbildes einer unbelasteten spannungsarmgeglühten Probe Der in Abschnitt 3.6.2.1 betrachtete Schliff wird nun erneut untersucht, nachdem der zugehörige Probenausschnitte spannungsarmgeglüht wurde. Abbildung 3.35: Schliffbild des Nahtbereichs einer unbelasteten spannungsarmgeglühten Probe (V1) Es sind keine nennenswerten Auswirkungen des Spannungsarmglühens auf das Gefüge erkennbar (Abbildung 3.35). Geringe Abweichungen der Schliffbilder sind auf die erneute Präparation des Schliffes zurückzuführen, die mit dem Abtrag der vormals vorliegenden Oberfläche verbunden ist. Wie erwartet, war die Temperatur des Spannungsarmglühens zu gering, um eine Kornver- gröberung durch Diffusionsprozesse zu initiieren. Auch Karbidausscheidungen blieben aus. Innerhalb der Naht sind ebenfalls keine Veränderungen in der Struktur zu beobachten. Die Orientierung der Kristallite sowie die Korngröße sind vergleichbar. Abbildung 3.36 zeigt das Gefüge nahe der Schmelzgrenze vor und nach der Wärmebehandlung. Abbildung 3.36: Bereich um die Schmelzgrenze vor (links) und nach dem Spannungsarmglühen (rechts) 40 3 Experimenteller Teil 3.6.2.4 Analyse des Schliffbildes einer spannungsarmgeglühten Probe nach dem Versuch Abbildung 3.37 zeigt den Nahtbereich einer spannungsarmgeglühten Probe (V4-007) nach dem Versuch, bei der nach dem 1. Anriss im Grundwerkstoff auch ein Riss an der Nahtkerbe aufge- treten ist. Abbildung 3.37: Schliffbild des Nahtbereichs einer spannungsarmgeglühten Probe nach dem Versuch (V4-007); Gefüge im Bereichs des Risses (rechts) Eine gleiche Farbgebung weist auf eine gleiche Orientierung der Kornstruktur hin. Die farbliche Ansammlung brauner Kristallite in der Mitte des Nahtbereichs deutet darauf hin, dass sich das Mikrogefüge durch die einachsige Belastung in die gleiche Richtung ausgerichtet hat. Dies ist besonders auffällig, da eine solch deutliche gleichgerichtete Kornorientierung bei der belasteten nicht spannungsarmgeglühten Probe nicht erkennbar war. Das Gefüge um den Riss ist in der Abbildung rechts vergrößert dargestellt. Genau wie bei der Probe ohne vorherige Wärmebehandlung startete der Riss (an der Nahtkerbe) an der Stelle stärkster Krümmung und nicht an in der Mikrostruktur erkennbaren metallurgischen Grenzen. 3.7 Härtemessungen An Schliffen des Nahtbereichs mehrerer Proben wurden Härtemessungen durchgeführt. Die Mes- sungen wurden vollflächig vorgenommen, um Zonen unterschiedlicher Härte sichtbar zu machen. Die Präparation der Schliffe erfolgte analog zur Präparation der Schliffbilder wie in Abschnitt 3.6.1 beschrieben – nur ohne Anätzen der Oberfläche – und wurde auch hier wieder am Fachge- biet Physikalische Metallkunde (PhM) der TU Darmstadt vorgenommen. Die Härtemessungen wurden am Institut für Füge- und Schweißtechnik (ifs) der TU Braun- schweig und am Institut für Werkstoffforschung des Helmholtz-Zentrums Geesthacht durchge- führt. Grund für die Vergabe an zwei verschiedene Institute war, dass das Härtemessgerät in Braunschweig zum Zeitpunkt der Untersuchung weiterer Schliffe nicht zur Verfügung stand. In beiden Fällen erfolgten Vickers-Härtemessungen nach dem UCI-Verfahren (Abschnitt 3.7.1), das automatisiert eingesetzt werden kann und damit Messungen an einer Vielzahl von Messpunkten – in einem feinen Raster über eine größere Fläche verteilt – erst sinnvoll ermöglicht. Bei den Braunschweiger Messungen betrug der Absta