Simulationsgestützte Einflussanalyse der Eigenspannungs- und Verzugsausbildung beim Schweißen mit artgleichen und nichtartgleichen Zusatzwerkstoffen [original]

Simulation sgestüt zte Einflussan aly se der Eigenspa n-
nungs - und Verzug sausbildun g beim Sch w eißen m it
artgleichen und nichtartgle i chen Zu satzwerkstoffen

vorgelegt von
Dipl.-Ing.
Sebastian Neubert
geb. in W ei mar

von der Fakultät V – Verkehrs- und Maschinensysteme
der Technischen Universität Berlin
zur Erlangung des akademischen Grades
Doktor der Ingenieurwissenschaften
- Dr.-Ing. -
genehmigte Dissertation

Promotionsausschuss:
Vorsitzender: Prof. Dr.-Ing. Kai Hilgenberg
Gutachter: Prof. Dr.-Ing. Michael Rethmeier
Gutachter: Assoz. Prof. DI. Dr. techn. Norbert Enzinger
Tag der wissenschaftlichen Aussprache: 09. Oktober 2 018

Berlin 2018

„ W ahrheit ist, was den Test der Prax is b esteht. “
(Albert Einstein)

i
Inhaltsverzeichnis
1 Einleitung 1
2 Kenntnisstand 3
2.1 Schweißen hochfester Stähle ..................................................................................... 3
2.2 W är m ewirkung beim M etall schw eiße n ....................................................................... 5
2.2.1 Mikrostrukturelle Veränderungen und Festphasenumw a ndlungen .................. 5
2.2.2 Einflüsse auf die Schweißeigenspannungen und den Schweißv e rzug ............ 7
2.2.2.1 Umwandlungstemperatur und begleitende Effekte ............................. 9
2.2.2.2 Umwandlungsplastizität .................................................................... 10
2.3 Numerische Schweißstruktursimulation ................................................................ ... 14
2.3.1 Thermophysikalische Modellierung ................................................................ 16
2.3.2 Thermomechanische Modellierung ................................................................ 17
2.3.3 Bestimmung von W er k stoffkennw erte n ................................ .......................... 19
2.4 Einsatz hochlegierter Zusatzwerkstoffe .................................................................... 21
2.4.1 W erk s toffcharakterisierung ............................................................................ 21
2.4.2 Einflüsse auf die Eigenspannungs - und Verzugsausbildung .......................... 22
2.4.2.1 Schweißex perimen te - Schweißeigenspannungen ........................... 23
2.4.2.2 Schweißex perimen te - Schweißverz ug ............................................ 28
2.4.2.3 Numerische Experimente ................................................................ . 31
2.4.3 Schweißeignung von LTT-Zusatzwerkstoff en ................................................ 36
2.5 Zielsetzung der Arbeit .............................................................................................. 39
3 Versuchsdurchführung 40
3.1 Experimentelle Versuche ......................................................................................... 40
3.1.1 Materialspezifikation ................................................................ ....................... 40
3.1.2 Schweißexperimente ...................................................................................... 41
3.1.3 Untersuchungen an Nahtquerschliffen ........................................................... 43
3.1.4 W erk s toffkennw e rte ....................................................................................... 44
3.1.4.1 Linear elastische Kenngrößen .......................................................... 44
3.1.4.2 Gleeble ® -Experimente ...................................................................... 44

ii
3.1.5 Eigenspannungsanalysen .............................................................................. 48
3.1.5.1 Röntgenbeugung ................................ .............................................. 48
3.1.5.2 Neutronenbeugung ........................................................................... 49
3.1.6 Schweißverzug .............................................................................................. 50
3.2 Numerische Versuche .............................................................................................. 51
3.2.1 Modellaufbau ................................................................................................ . 51
3.2.1.1 Gr unds ätzliche Berech n ungsst rategie ................................ .............. 51
3.2.1.2 Gittergeometrie ................................................................ ................. 51
3.2.1.3 Thermophysikalische M od ellierung .................................................. 52
3.2.1.4 Thermomechanische M o dellierung ................................................... 56
3.2.2 Einflussanalysen ............................................................................................ 61
3.2.2.1 W ar m zugkurven ............................................................................... 61
3.2.2.2 Umwandlungsplastizität .................................................................... 63
3.2.2.3 M arte nsitische Umwandlung des LTT-Sc hweißguts ......................... 63
3.2.2.4 Aufmischungseffekt .......................................................................... 64
4 Ergebnisse 67
4.1 M ate rialspe zifikation ................................ ................................................................ . 67
4. 1.1 Kerbschlagbiegeprüfung ................................................................................ 67
4.1.2 Chemische Zusammensetzung der eingesetzten W erkstoffe ........................ 67
4.2 Untersuchungen an Nahtquerschliffen ................................ ..................................... 68
4.3 W er ksto ffkennw erte ................................................................................................ . 73
4.3.1 Linea r elastische Kenngrößen ....................................................................... 73
4.3.2 Umwandlungsverhalten .................................................................................. 74
4.3.3 Thermische Dehnungen ................................................................ ................. 76
4. 3.4 Umwandlungsplastizität ................................................................................. 77
4.3.5 Verfestigungsverhalten .................................................................................. 77
4.4 Experimentelle Schweißeigenspannungen .............................................................. 88
4.5 Experimenteller Schweißverzug ............................................................................... 92
4.6 M od ellvalidie rung ................................................................ ..................................... 95
4.6.1 Globales Temperaturfeld ................................................................................ 95

iii
4.6.2 Umwandlungsverhalten .................................................................................. 96
4.6.3 Zyklisches Verfestigungsverhalten ................................................................ . 98
4.6.4 Berechnete Schweißeigenspannungen .......................................................... 99
4.6.5 Berechneter Schweißverzug ........................................................................ 105
5 Diskussion 107
5.1 W ar m zugkurven ................................................................................................ ..... 107
5.1.1 Dehnratenabhängiges Verfestigungsverhalten ............................................ 107
5.1.2 W armzug k urveneigenschaften und Warmzugkurvenanzahl ........................ 109
5.2 Umwandlungsplastizität .......................................................................................... 113
5.2.1
K
-Variation bei latenter Schrumpfung .......................................................... 113
5.2.2
K
-Variation bei äußerer Schrumpfbehinderung ................................ ............ 116
5.3 M arte nsitisch e Umwandlung des LTT-Schweißguts ................................ .............. 118
5.4 Aufmischungseffekt ................................................................................................ 122
5.4.1 Transiente Ausbildung der Volumeneigenspannungen ................................ 122
5.4.2 Vergleich zu den ex perimen tel l en Messergebnissen ................................... 123
5.4.3 Variable Einspannbedingungen ................................................................... 126
5.4.4 Einsatz höherlegierter Zusatzwerkstoffe ...................................................... 129
5.4.5 Inhomogener Aufmischungsgrad ................................................................ . 131
5.4.6 Restaustenitgehalt ....................................................................................... 133
6 Zusammenfassung 135
Abbildungsverzeichnis 140
Tabellenverzeichnis 144
Literaturverzeichnis 146

1
1 Einleitung
Als Konstruktionsw erk stoff f i ndet St ahl Einsatz im B au von Auto mobilen, Schiffen, Gebä u-
den, Brücken, Pipelines, Kraftwerken und in viel en anderen Berei chen [1-3] . Die Ansprüche
Ressourcen effektiver z u nutzen, die Stabilität und Lebensdauer von Stahlkonstruktionen
zu erhöhen und dabei gleichzeitig das Konstruktionsgew i cht zu reduzieren führte unter
Anwendung neuartiger Technologieprozesse zur E ntw i cklung hoch-/höchstfester Feinkor n-
baus tähle. Zu r Ausnutzung des vollen Belastungspotentials dieser Stäh le wird zur Verb i n-
dung von Halbzeugen u n d Bauteilen haupt sächlich das stoffschlüssige Fügeverfahren
Schmelzschweißen mit Schweißzusatzwerkstoffen eingesetzt. Allerdings beeinflusst die
durch die Schweißquelle eingebrachte W ärme di e mechanischen B a uteileigenschaften auf
unerwünschte W ei s e. Zum einen resultieren durch die inhomogene Temperaturv erteilung
im Verl auf des Aufheiz- und Abk ühlprozesses Dehnung en im W erk stoffinneren, wodurch
letztendlich S c hweißeigenspannungen und ungewollte Schw e ißverzüge res ultieren. Zusät z-
lich treten in Abh än gigkeit der Schw e ißzeittemperaturzyklen Gefügeumwandlungen auf ,
welche z um Teil zu einer lokalen Erhöhung der Härte führen können. Dies fü hrt im Bereic h
der hoch-/höchstfesten Fe inko rnb austähle z ur großen Problematik von Versprödung und in
Verbindung mit den Schweißeigenspannungen zur Gefahr der Kaltrissbildung.
Im Gegensatz zum Schweißverzug, dessen Auftreten und Beseitigung mi ttels zeita ufw en d i-
ger und kostenintensiver Ric h tarbeiten hauptsächlich einen w i rtschaftliche n Aspekt da r-
stel lt , sind die i n Folge des Schweißprozesses ge bildeten Gefüge und Sch w eißeigenspa n-
nungen auch von sicherheitsrelevanter Be deutung. Letztere sind meist höher als die äuß e-
ren Lastspannungen und überlagern s ich mi t diesen und s chwächen somit die Bauteile
durch Verringerung der T ragfähigkeit und Lebensdauer , was wiederum die Einsatzfähigkei t
von hoch-/höchstfes ten Stähl en limitiert . Um diese dennoch effektiv ei nsetzen zu können
werden verschiedene , zum Teil zeit- und kostenintensive Maßnahmen e rgriffen, wobei die
M i nimieru ng der Schweißeigenspannungen und deren Auswirkungen als vor de rgründig e
Ziele anzu sehen s ind. In konstruktiver Hinsicht werden zum Bei spiel W a ndstärkenerhöhu n-
gen oder auch eine weiträumige Verlagerung von Schweißnähten in Bereiche geringerer
Belastung vorgenommen . W e iterh in werden die Schweißeigenspannungen durch kontro l-
lierte Überbeanspruchung en des Bauteils, geziel te Glühbehandlungen und mecha nische
Schweißnahtnachbehandlungsmaßnahmen [ 4] nachträglich v erändert. Zude m sollen ve r-
mehrt hochlegierte Z usatzwerks toffe eingesetzt werden [5 , 6], deren Umwandlungsverha l-
ten di e Sc hweißeige nspannungen i m u nd um den Bereich der Schweißnaht bis in den
Druckspannungsbereich hinein verringern k önnen . Letzteres s oll zu e iner Minderung der
Kaltrissanfälligkeit und des Schweißverzugs führen und neben der Erhöhung der Langz ei t-
schwingfestigkeit auch einen positiven Einfluss auf die Korrosionsbeständigkeit haben .
Trotz di eser Maßnahmen ist es dennoch notwendig a n den Bauteilen aufwendige me s s-
technische Untersuchungen zur Eigenspannungsverteilung, Tragfähi gkeit und Lebensdauer
durchzuführen.
Unter Einsatz d er he utzutage verfügbaren Rech en kapazitäten ist e s m it Hilfe d er Schw ei ß-
struktursimulation jedoch möglich, bereits in der virtuellen Planu ngs phase der Produkten t-
wicklung von komplexen und großen Bauteilen Erkenn tni s se übe r die qualitative und qua n-
titative Verteilung der Schweißeigenspannungen, Gefügezusammensetzungen u nd des
Sc hweißverzugs rechnerisch zu gewinnen . Diese Erkenntnisse fließen dann in die Bauteil-

2
optimierung ein, dienen zur Abschätzung von den die Bauteilsicherheit beeinflussenden
Faktoren und führen letztendlich zur Verkürzu ng d er Entwicklungszeiten. Neben hausinter n
entwickelten So ftwarepak eten stehen auch kommerzielle Programme, wie zum Beispiel
SYSWELD ® , ANSYS ® und SIMUFACT ® , zur Verfüg ung. All e n gemein ist jedoch, dass d e-
ren Bedi enung sehr k omplex ist und vom Anwender ei n hohes Maß an nu merischen und
werkstoffphysikalischen Spezialkenntnissen voraussetzt [7 ]. Auc h wenn die kommerziellen
Softwarepakte be reits a uf p rax ise rprobten Nu merik - und W erks toff modellen b asieren, so
müssen vom Anwender den noch fallspezifische W erkstoffkennwerte vorgegeben und zah l-
reiche M odellierungssc hritte ausgeführt werden um vertrauenswürdige Berechnungserge b-
nisse zu erzielen. Dabei bild et die Bereit stellung der temperatu r abhängigen W er ks tof f-
kennwerte einen Hauptschwerpunkt i n der Schw ei ßstruktursimulation [8 ] .
Im Vergleich zu den thermometallurgischen / -mechanischen Kennwerten ist der experime n-
telle und finanzielle Aufw a nd z u r Ermittlung der thermophysikalischen Kennwerte verhäl t-
nismäßig g ering . Letztere hängen h aupt sächlich von d er chemisch en Zusammensetzung
ab , weshalb diese auch durch Berechn ung sprogramme und vorhandene Datenbanken
hinreichend approx i mierbar s ind . Im Gegensatz dazu h ängen di e the r mometallurgischen
/-mechanischen Eigenschaften ni c ht nur von der chemischen Zusamm ensetz ung ab , so n-
dern unte rliegen stark dem Einfluss des jeweiligen Fa brikations- und Verarbeitungsproze s-
s es der W erkstoffe. Au ch h ier kann auf vorhandene Datenbanken ähnlicher W erkstoff e
zurückgegriffen oder Berechn un gsprogramme eingesetzt w erde n. Leider tun sich hie r bei
zusätzlich zu den Chargenschwankungen vor allem bei neu entw i ckelten W erk stoffen groß e
Unsicherheiten auf, de ren Auswirkungen auf die mechanische Spannungsantwort de r
Schweißverbindung im Voraus n icht ab zu s chätzen sind . Um diese Unsicherheiten ausz u-
schließen, verbleibt l etztendli c h nu r die ex perimentelle Bestimmung der thermomechan i-
schen Kenn w e rte . Auf Grund der teilweisen Komplexität der Prob enkörper, der Vielzahl an
durchzuführenden Experimenten und der Nutzung versc hie dener Versuchsanlagen gesta l-
tet sich dies jedoch als äußerst zeit- u nd kosteninten s iv .
Bezugnehmend auf die vorangegangenen Fakten s tellt die Schweißstruktursimulation ein
wichtiges Analysew e rkzeug dar, deren Handhabung ein hohes Maß an personellen , zeitl i-
chen un d finanzielle n Re s sourcen erfordert. Sch lussfolgernd muss e s ein grundsätzlich es
Hauptanliegen sein den M odelli erungsaufwand zu reduzieren und das Ve rständnis zu den
komplexen n ichtlinearen W irkungsmechanismen zu verbessern. Somit zielen die Erk enn t-
nisse der vorliegenden Unte rsuchung darauf ab, den Einsatz der Schw ei ßstruktursimulation
durch eine Reduzier ung des werkstoffbe zo g enen Modellierungsaufwandes zu fördern und
einen Beitrag zum Verständnis der Anwendung von h ochfesten h ochlegierten Zusatzw er k-
stoffen beim Schweißen hoch fester niedriglegierter Feinkornbaustähle zu liefern.

3
2 Kenntnisstand
Der Fokus d ieser Arbeit richtet sich auf die W ärmewirkung des einlagigen MAG-Schmelz-
schweißens von hochfesten niedriglegierten Feinkornbaustählen unter Verwendung artgle i-
cher und nichtartgleicher Schw ei ßzusatzwerkstoffe und die damit verbundene Auswirkung
der Phasenumwandlung auf die Schweißeigenspannungen und den Schw eißverzug. De s-
halb wird sich in diesem Ka pit e l darauf beschränkt den hierfür notwendigen Kenntnisstand
auf zubereiten. Für die Klärung weiterführender Fragestellungen zur W är m ewirkung und
M e tallurgi e des M etall schweißens wird die Literatur in [9- 12 ] empfohlen.
2.1 Schweißen hoch f es t er Stähle
Die durch den W ärmeintrag des Schweißprozesses h ervorgerufenen Schweißzeittemper a-
turzyklen (SZTZ) beeinflussen die werkstofflichen Gütewerte i m Bereich des schweißgutn a-
hen Grundwerkstoffs. Die S ZTZ si nd gekennzeichnet durch die Aufheiz rate, die maximal
erreichte Spitzentemperatur, d urch die Verw eil zeit o berhalb de s T em peraturbereichs in
welchem die Austenitbildung s tattfindet und durch die Abkühlzeit . D as Gebiet de r durch
diese M erkm ale h ervorgerufenen metallurgischen V org äng e [9 , 11 ] und somit geänderten
mechanischen Eigenschaften beschreibt die W ä rmeeinfluss zone ( W EZ) mit der benachba r-
ten Anlasszone (Bild 2 .1). Die Festigkeitseigenschaften v o n th ermomechanisch behande l-
ten (wasservergüteten) Feinkornbaustählen beruh en auf der Feinkörnigkeit („ Hall-Petch-
Effekt “) , auf der Ausscheidungshärtung un d a uf d em eingestellten bainitischen -ma rten s i-
tischen Vergütungsgefüge . Auch wenn die se Stähle auf Grund ihres geringen Kohlenstof f-
gehaltes eine g ute Schweißeignung besitzen, so i s t e s d ennoch möglich, dass die in der
W EZ auftretenden SZTZ den Ausscheidungszustand ungünstig beeinflussen und u ne r-
wünschtes Kornwachstum hervorrufen. Zudem m üssen die in der W EZ auftretenden SZTZ
solche Abkühlzeiten aufweisen, so dass ei n zähfestes bainitisches-m arten sitisches Misc h-
gefüge auftritt, welches eine geringe Neigung zum Sprödbru c h au fweist. Eine Nac hbehan d-
lung durch Normalglühen würde d ie Festigkeitseigenschaf te n verschlechtern, denn der
während der Herstellung des Feinkornbaustahls erzeugte the rmomechanische Behan d-
lungszustand ginge verlo ren und k ann nicht w i ederhe rgestellt werden . Jedoch kann du r ch
die Steue r ung der Abkühlzeiten m ittels kon trollierten W ä rmeeintrags die Erweichung und
die Versprödung der W E Z einged ämmt und ein op timaler Gefüg ezustand eingestellt we r-
den . Zur Einhaltung der geforderten mechanischen Güte w erte m üssen die Schweißpar a-
meter w i e Vorw ä rmtemperatur und W ä rmeintrag, w elche di e A bk ühlzeiten beeinflussen,
umso genauer eingestellt werden je höher di e Streckgrenz e des verschweißten W er kstoffes
ist [ 13 - 18 ] . Zu hohe Abkühlzeit en führen zu ei ner nicht hinnehmbare n Abnahme der Fes ti g-
keit, w o hingegen zu niedrige Abkü hlzeiten eine schädliche Versprödung des Gefüges ve r-
ursachen. Auf Grund des hohen Mechanisierungsgrades und de s gut kontrollierbaren (g e-
ringen) W ärmeeintrages wird in der Praxis h äufig das konventionelle Schmelzschweißve r-
fahren „ Metall-Aktivgas-Schweiß en (MAG) “ einges etz t. Richtlinien und Hinw e ise auf d ie
sachgerechte schweißtechnische Verarbeitung der hochfe sten Feinkornbau s tähle sind in
[ 19 ], und insbesondere für das MAG-Verfahren in [ 20 ] zu finden. Zur Überbrückung unr e-
gelmäßiger Sch w e ißspalte und zur Vermei dung /Reduzierung d er Porosität und M ikrori ss e
im Nahtbereich werden dabei niedriglegierte, artähnliche Schweißzusatzwerkstoffe mit der
gleichen oder etwas höheren Festigkeitsklasse eingesetz t [ 21 - 23 ].

Bild 2.1 Untergliederu ng der Wärm eeinflusszo ne (WEZ) [ 11 ]
Trotz der W ahl eines ge eigneten Schweißverfahrens und somit d er Kon trolle des W är m e-
eintrages tritt beim Schweißen hochfester Fe inkornbaustähle eine erhöhte Gefahr der
Spannungsrisskorrosion und der wasserstoffinduzierten Kaltrissbildung auf [ 24 , 25 ] . F ü r
beide Rissarten sind neben der chemischen Zu sammensetz un g des W erkstoffs und d em
W är meeintrag die au f Grund der h ohen W erkstoffstreckgrenzen d urch das Schweißen
eingebrachten (Zu g)Eigenspa nnu ngen die hauptverantwortlichen Triebkräfte [ 25 - 28 ] . Zum
Zwecke der Reduzierung dieser Schweißeigenspannungen w ird se it Mitte der 19 90er Jahre
versucht, sogenannte Low T ra nsformation Temperature (LT T) Legierung en für d ie
Schweißzusatzwerkstoffe einzusetzen, um die Ausbildung der Schweißeigenspannungen
durch e in gezieltes Herabsetzen der Umw a ndlungstemperat u r zu kontrollieren [ 29 - 31 ] . Das
somit verzögerte E i nsetzen der Festphasenumwandlung führt b ei An w endung dieser hoc h-
legierten, supermartensitischen LTT-Zusatzwerkstoffe zu einer Ve rr ingerung der Schwei ß-
eigenspannungen im und um d en Bereich der Schweißnaht bi s in den Druckspannungsb e-
reich hinei n . Di es e Druckeigenspannungen s ollen zu eine r Minderung der Kaltrissanfälli g-
keit und des Sch w eißverzugs führen und zusätzli c h d ie Langzeitschwingfestigkeit erhöhen.
Zudem haben die erhöhten Legierungsgehalte auch einen positiven Einfluss auf die Korr o-
sionsbeständigkeit [ 32 , 33 ]. Die b eim Schweißen mi t Zusatzw e rkstoffen stets a uftretende
Vermischung d es Zusa tzw erk stoffs mit dem Grun dwerkstoff [ 34 ] is t insbesondere beim
Einlagenschweißen, Rep araturschweißen und beim Schweißen der W urzellage im Mehrl a-
genschweißen von hochlegie rte n LTT-Zusatzwerkstoffen mit niedriglegi erten Grundwer k-
stoffen zu beachten. Dieses a ls Verdünnung oder a uch als Aufm ischung be zeichnete Ph ä-
nomen sorgt dafür, da s s sich de r zur Hera b setzung der Umwandlungstemperatur veran t-
wortliche Legierungsgehalt des LTT-Zusatzwerkstoffs i m Schmelzbadbereich verringert und
sich damit d ie erwünschte LTT-W i rkung reduziert. Zugleich muss wegen der in homoge n
Schmelzbadströmung von einer d iskontinui e rlichen Ve rteilu ng dieser Legierungselemente
innerhalb der Schweißnaht a usgegangen w e rden.
Bevor in dem Kenntnisstand der vorliegenden Arbeit weiter auf das Schweißen hochfester
Stähle unter Einsatz hochlegierter Zusatzwerkstoffe eingegangen wird, wird im nun folge n-

5
den Abschnitt die W är mewirkung beim Metallschweißen erläutert , wobei der Einfluss der
Festphasenumwandlung bei der Entstehung von Schweißeigenspannungen u nd Schwei ß-
verzug im Mittelpunk t steht. Nachfo lgend w erden die Kenntnisse zur numerischen
Schweißstruktursimulation dargelegt, wobei diese im Rahmen der vor liegenden Arbeit nur
als W e rkzeug zur numerischen Ei nflussanalyse zum Einsatz k ommt. Da im Zuge dieser
Arbeit auch M ate rialkennwerte ex peri mentell ermittelt wurden , wird a uch der h ierfür no t-
wendige Kenntnisstand aufgearbeitet.
2.2 Wärmewirkung be i m Metallschweißen
Beim Schmelzschw ei ßen werden di e Ränder der zu fü g enden Grundwerk stoffe durch die
von ei ner W ärmequelle lokal eing ebra c hten W ä rme über i hren S c hmelzpunkt h inaus e r-
wärmt. Ein zur Übe rbrückung d es Fügespalts simultan a u fgeschmolzener Zusatzw erks tof f
stellt d abei mit dem geschmolzenen Grundwerkstoff eine s toffschlüs s ige Verbindung über
ein Schmelzbad her. Im Zuge der A bkühlung erstarrt dieses Schmelzbad und bild et über
die so entstandene Schweißnaht eine feste Verbindung zw ischen den gefügten Grundwe rk -
stoffen. Di e ört l ich und zeitlich stark konzentriert eingebrachte W ärme wird auf Grund der
für Metalle typisch hohen W ärmeleitfähigkeit ras ch in die käl te ren W e rkstoffberei che abg e-
leitet und verursacht somit ein für den Schmelzschw e ißprozess charakteristisc h steiles und
transientes Temperaturgefälle längs und qu er zur Füge stelle. Dieses tr a nsiente und extrem
inhomogene Temperaturfeld verursacht in der W E Z (Bild 2 .1 ) mikrostrukturel le Ve ränd e-
rungen des Ausgangsgefüges und der damit verbunden thermomechanischen Eigenscha f-
ten. Zudem resultiert a us der Inhomogenität des Temperatu rfeldes d ass über weite W er k-
stoffbereiche lokal unterschiedlich verteilte thermische Dehnungen ex i stieren. In Verbi n-
dung mi t den bei umwandlungsfähigen Stählen in der W E Z auft reten den Festphasenu m-
wandlungen führen d iese durch den Schweißprozess hervorgerufenen Phänomene zu
einem komplexen Spannungs- u nd Dehnungszustand, was nac h dem Erkalten der
Schweißverbindung zu Schweißeigenspannungen und Schweißverzug führt.
2.2.1 M ikrostrukturelle Veränd erungen und Festpha senumw andlun gen
Im Laufe des Schw e ißprozesses wird der im Nahbereic h der Fügestelle liegend e W er ks tof f
örtlich variierenden SZT Z un te rw orfen, w odurch mikrostrukturelle Veränderungen resulti e-
ren. Der W er ks toffberei ch, in welch em Spitzentemperaturen obe rhalb von 𝐴 c1 bis nahe zur
Schmelztemperatur auftreten, wird als W ärmeeinflusszone (W EZ) bezeichnet ( Bild 2 .1) und
ist Gegenstand der folgenden Betrachtungen.
 Einfluss der Austenitisierungsbedingungen
Die während des Aufheizvorgangs stattfindende ( 𝛼 → 𝛾 )-Festp hasenumwandlung, kurz
Austenitisierung , is t ein diffusionsgesteuerter Pro zess . Sie beginnt mit de m Überschreiten
der 𝐴 c1 -Tempe ratur und ist be i Erreichen d er 𝐴 c3 -Temperatur vollständig abgeschlossen.
Bei weiterem Verbleib i m Temperaturberei c h oberhalb von 𝐴 c3 nimmt das W achstum de r
Austenitkörner zu und die Homogenisierung schreitet voran . Da sich nach den Diffusion s-
gesetzen eine geringe Z ei t nur dur c h eine erhöhte Temperatur aus g leichen läss t, ve r-
schiebt sich mit zunehmender Aufh eizrate das Gebiet der Austenitbildung ( 𝐴 c1 ↔ 𝐴 c3 ) zu
höheren Tempe raturen [ 35 - 37 ]. In [ 38 ] wurde du rch die Anwendung verschiedener Lichtb o-

6
genprozesse be s tätigt, dass d i e Homogenisierung u nd das Kornwachs tum durch e i ne E r-
höhung der Sp itzentemperatur un d/oder durch die Erhöhung der Haltezeit oberhalb von 𝐴 c1
maßgeblich verstärkt werden. Da Korngrenzen eine Barriere für Versetz u ngsbewegunge n
darstellen, muss die Korngröße e inen erheblichen Einfluss auf die Festigkeit und das Flie ß-
verhalten des W erkstoffs einnehmen (Korngrenzenverfestigung). Die damit in Zusamme n-
hang stehenden Aus wirkunge n der Austenitisierungsbedingungen auf das th ermomechan i-
sche W erkstoffverhalten wurden in [ 39 - 41 ] nachgewiesen. Mit zune hmendem Abs tand vom
Schmelzbad verringern sich die lokal vorherrschen d en Spitzentemperaturen und Halteze i-
ten, wodurch sich in der W E Z e ine für den je w eiligen Schw eißp rozess typische Austeni t-
korngrößenverteilung einstellt (Bild 2. 1 ). Dies u nd die von d er Austenitkorngröße abhängige
Art der Rückumwandlung des Austenits [ 42 - 44 ] sorgen dafür, dass die thermomechan i-
schen Werkstoffeigenschaften übe r den Berei c h der W EZ variieren.
 Einfluss der Abkühlgeschwi nd igkeit
Die nun folgenden Erläuterungen basieren auf Erkenntnissen d er in [9- 11 ] gegeben Sac h-
verhalte. W ährend der Abkühlung wandelt d i e 𝛾 -Festphase (Austenit) in die b ei tieferen
Temperaturen thermodynamis c h stabilere Kristallgitterform der 𝛼 -Festphase um, welche
jedoch eine gegenüber der 𝛾 -Festphase sta rk herabgesetzte Löslichkeit für Kohlenstoff u nd
sonstige L egierung s elemente besitzt. Is t die Abkühlgeschwindigkeit gering genug, so kann
dieser thermodynamisch extreme Ungleichgewichtszustand durc h rein thermisch aktivierte
Platzwechselvorgänge (Diffusion) beseitigt werden. Die sich dabei einstelle nden 𝛼 -Fest-
phasen werden als Ferrit od er Pe rlit bezeichnet. Mit zunehme nder Abkühlgeschwindigkei t
nimmt d ie Umwandlungsneigung auf Grund des größer w erd enden thermodynamischen
Ungleichgewichts zu. Ab dem Überschreiten einer ‚ unteren‘ kritischen Abkühlges chwin di g-
keit spielen sich die Platzw e chselvorgänge nur noch im Größenordnungsberei c h der Gitte r-
konstante ab, so das s sich nun ers tma l ig 𝛼 -Festphasenanteile durch Umklappvorgänge
(ohne Diffusion) bilden. Das durch den zw a ngsgelösten Kohlenstoff verspannte 𝛼 -Kristall-
gitter wird als Martensit bezeichnet und zeichne t sich durch se ine e x tre me Härte und Fe s-
tigkeit aus. Die Tempe ratur bei Einsetzen d er Martensitbildung wird al s Martensitstartt e m-
peratur 𝑀 s und die b ei Ende der martensitischen Umwandlung vorher rschende T em peratur
wird al s M arten sitfinishtemperatur 𝑀 f benannt. Ab dem Überschreiten der ‚oberen‘ krit i-
schen Abkühlgeschwindigkeit wandelt d er Aus tenit a usschli eßl ich i n Martensit um. Zusät z-
lich k ann der Austenit in einer Kombination a u s diffusionsgest euerter Umwandlung u nd
diffusionslosen Umklappvorgängen in d ie Zwischenstufe Bainit zerfallen . Der entspreche n-
de Tempera turber e ich befindet s ich dabei unterhalb der ferritisch /perliti s chen Festp hase n-
bildung und oberhalb der 𝑀 s - Temperatur. Die Anfangs - und Endtempe raturen der Bain i-
tentstehung werden als 𝐵 s bzw. 𝐵 f gekennzeichnet.
Als Abschätz- bzw. Bere chnungsgrundlage f ür die resultierenden Gefügeänderungen we r-
den Schweiß-Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubilder (SZTU ) e rstellt. Hierzu werden
W er kstoffproben einem dem entsp rechenden Schweißprozess typischen SZTZ au sgesetzt.
Unter Konstanz der Austenitis i erungsbedingungen wird p ro W erk s toffprobe die Abkühlg e-
schwindigkeit durch Vorgabe einer konstanten Abkühlrate, meist 𝑡 8,5 , variiert . Die temper a-
tur- un d zeitabhängigen Um wandlun gspunkte werden h äufig durch das relativ ei nfache
M e ssverfahren der Dilatometrie erfasst [ 45 ]. Ans c hließend werden die erzeug ten Gefüg e-
zusammensetzungen und d eren zugehörige Härtewerte m etallografisch ermi t tel t. Unter
Angabe der Spitzentemperatur, der W erkstoffbezeichnung , der chemischen Zusammense t-

7
zung und zu m Teil der 𝐴 c1 - und 𝐴 c3 - Te mpe raturen werden die s o erm ittelten W erte in A b-
hängigkeit der Abkühlgeschw i ndigkeit en in einem SZTU zus ammengetragen. SZTU’s u n-
terschiedlichster Stahlwerkstoffe s ind bei spielsweise in [ 46 , 47 ] gegeben.
2.2.2 Einflüsse auf die Schw eißeigenspannungen und de n Schw eißverzug
Die Gesam theit der durch einen Sch w eißprozess hervorge rufenen m akroskopischen Form -
änderungen wird als Schweiß verzug (SV) bezeichnet, dessen Ursache i m Vorhandensein
von Sc hweißeigenspannungen (SE) liegt. Somit reicht es aus, die Ein flüsse auf die Entst e-
hung des SV anhand d er SE zu begründen.
Eine Definition von Eigenspannungen wird in [ 48 ] vorg enommen. In [ 12 , 49 ] findet sich eine
grundlegende S ki zz ierung zur SE -Entstehung, wobei angenom men wird, da s s sich d er
gesamte SE -Zustand vereinfacht als eine lineare Überlagerung von Sch rumpf -, Abschreck-
und Umwandlungseigenspannungen g edacht werden kann . Es m uss an dieser Stelle j e-
doch b etont werden, dass die lineare Superposition der eben a ufge führten SE-Anteile nu r
einen idealisierten Näh erungsansatz bedeuten kann, da sich in der Realität die jeweiligen
SE -Anteile schon allein durch die Querkontraktion gegenseiti g beeinflussen.
Tabelle 2.1 Einflu ssgrößen auf die Schru mpf-, A b schreck- und Umwandlun gseigenspannu ngen [ 49 ]
Schrumpfspannungen wachsen mit

𝑅 e ↑ d 𝑅 e /d𝑇 ↑ 𝛼 ↑ 𝐸 ↑ 𝜆 ↓ d𝑇 /d𝑥 ↑ 𝑠 ↓ 𝐷 ↑

Abschreckeigenspannungen wac hsen mit

𝑅 e , Δ
T
max ↓ 𝑅 e − 𝑅 e , Δ
T
max ↑ 𝛼 ↑ 𝐸 ↑ 𝜆 ↓ Δ𝑇 max ↑ d𝑇/d 𝑡 ↑ 𝐷 ↑

Umwandlungseigenspannungen w a chsen mit

𝑅 e ,
T
u ↑ 𝑅 e ,
T
u , min − 𝑅 e ,
T
u , max ↑ 𝛥𝑉 u ↑ 𝐸 ↑ 𝜆 ↓ 𝑇 s ↓ d𝑇 /d𝑡 ↑ 𝑠 ↓

𝑅 e

- Streckgrenze

𝑅 e , Δ
T
max

- W armstreckgrenze i m Temperaturbereich mit max . Temperaturdifferenz

𝑅 e ,
T
u

- W armstreckgrenzen i m Temperaturbereich

𝛼

- Thermischer Ausdehnungskoeffizient

𝐸

- Elastizitätsmodul

𝜆

- W ärmeleitfähigkeit

𝑠

- Nahtbreite

𝐷

- Naht- bzw. Blechdicke

Δ𝑇 max

- Max i male Tempera turdiffere n z zw isch en Kern und Rand

d𝑇 /d𝑡

- Abkühlgeschwindigkeit

d𝑇 /d𝑥

- Temperaturgradient in senkrechter Richtung zur Naht

𝛥𝑉 u

- Volumenänderung bei der ( 𝛾 → 𝛼 )-Phas enumwandlung

𝑇 s

- Starttemperatur der ( 𝛾 → 𝛼 )-Phasenumwandlung

8
Die Ents tehu ng und das Aus maß der Schrumpf -, Abschreck- und Umwandlungseigenspa n-
nungen (Zwängun gsspannungen) h ängt nach [ 49 ] hauptsächlich von den in Tabelle 2. 1
aufgeführten w ic htigen Ei nfl ussgrößen ab. Diese werden v or allem du r ch die W er kstoffe i-
genschaften, a ber auch d urc h das Schweißverfahren und de ssen Parameter, sowie den
geometrischen und thermisch en Randbedingungen vorgegeben. E i ne sep arate Betrac h-
tung d er aufgeführten Ei n flussgrößen und d eren wechselseitige Beeinflussung i st dabei
kaum möglich, w es halb d ie d u rch Pfeilrichtu ng angegeben en Auswirkungen nu r qu alitati v
beziehungsweise tendenziell zu beurteilen sind.
In der Praxis l iegen oftmals komplizierte Konstruktionen in Form von verschachtelt ve r-
schweißten Baugruppen vor. Die hohen Ei g ensteifigkeiten dieser Konstruktionen beeinflu s-
sen die globalen Steifigkeitsverhältnisse hinsichtl ich der S c hw ei ßnähte derart, dass Wärme -
und Volumendehnungen zusätzlich behindert werden. Diese mi t den globalen Ste ifigkeit s-
verhältnissen in Zusammenhang stehende (Schrumpf -)Behinderung w i rd in [ 50 ] erstmalig
durch den Einspanngrad quantifiziert, dessen Berechnung als Richtwert für eine s ym metr i-
sche Stumpfstoßschweißverbindung in [ 51 ] gegeben ist. In [ 52 - 54 ] wird gezeigt, dass mit
zunehmenden Einspanngrad d ie SE in ihrem A u smaß wachsen und sich der SV verringert.
Ein qualitativer Zusammenhang z wischen Einspanngrad und SE/SV ist in Bild 2.2 sch em a-
tisch d argestellt. Zudem konnte in [ 53 ] nachgewiesen werden, dass die Naht k onfiguratio n
von l atent und behindert schrumpfenden Schweißverbindungen einen starken Einfluss auf
die SE-Entstehung nimmt.

Bild 2.2 Einfluss des Einspan ngrad es auf die Schwei ßeigenspannun gen und den Sch weißverz ug [ 54 ]
In Bild 2.3 s ind Einflussgrößen a uf die Zwängungs - und Reaktionsspannungen, und s omit
auf die SE schematisch da rge s tellt [ 55 ]. Hie raus geh t hervor, das s n e ben der Schrumpfb e-
hinderung un d der W erkstofffe stigkeit /-zähigke it vor allem die Phasenum w a ndlungstemp e-
ratur und di e Umwandlungsplastizität einen großen Einfluss auf den Eigenbeanspr u-
chungszustand einer geschweißten Konstruktion nehmen.
Auch wenn die bis hier gewonnen Erkenntnisse hauptsächlich auf qualitativen Zusamme n-
hängen beruhen, s o l ässt sich Schlussfolgernd sagen, dass d er Zustand der SE und damit
des SV von ei nem k omplex e n W ec hselspiel vielz ä hliger Einflussgrößen abhängt und im
Vorab nicht abgeschätzt werden kann. Mit dem Fokus d ieser Arbei t die Ausw irkungen der
( 𝛾 → 𝛼 )-Phasenumwandlun g auf die SE und d en SV zu analysieren, werden die P h asenu m-
wandlungstemperatur und die Umwandlungsplastizität bei weitgehender Ko nstanz des
restlichen Einflussgrößenverbunds variiert. Deshalb w ird i m Folgenden auf die Einflüsse d e r
Phasenumwandlungstemperatur und der Umwandlungsplastizität eigegangen.

Bild 2.3 Einflussgrößen au f die Eigenbe anspruchung einer ges c h w eißten Kons truktion na c h [ 55 ]
2.2.2.1 Umwandlungstemperatur und begleitende Effekte
Praktische Erkenntnisse über die Beeinflussung des Eige n spannungszustands in Stah l-
werkstoffen durc h die gezielte Einstellung der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungstemperatur beruhen auf
ersten Arbeiten zu Abschreck vorgä ngen in den 1930er Jahren [ 56 ] und führten un abhängi g
von de r Methodik zur Einstellung der Um w a ndlungstemperatur zu einer e rsten grundlege n-
den Modellentwicklung zur Entste hung de r SE während der Ab kühlung umwandlungsfäh i-
ger Stähle [ 57 - 59 ].
Hierzu wurde in [ 57 ] basi eren d auf theo retisch en Überlegungen d ie Aus bildung der SE im
Nahtbereich a nalysiert, welche s ich auf Grund unterschiedlicher ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungs-
temperaturen und den sich daraus e rgeb e nden Gefüge zu sam mensetzungen ei nstellt. Es
folgt, dass solange die ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung bei Erreichen der Rau mtemperatur vollständig
abgeschlossen i st, zunehmend niedrigere Umwandlungstemperaturen zu einem höheren
Ausmaß von Druckeigenspannungen führen. Zudem wu rde geschlussfolgert, dass die
Höhe der d urc h Um w andlungseigenspannungen beeinflussten SE maßgeblich von d en
W ar mstreckgrenzen w ährend der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlun g und de m bis zur vollständigen A b-
kühlung auf Raumtemperatur noch zu dur c hlaufenden Temperaturinterv all abhängt.
In [ 60 ] werden die in [ 57 ] angeführten theoretischen Überlegungen durch erste e x pe rime n-
telle Untersuchungen z u r Spannungsentstehung beim Abkühlen während de r ( 𝛾 → 𝛼 )-
Umwandlung unterstützt. In Anlehnung zum Stabmodell d er eindimensionalen Spannung s-
aus bildung einer i dealisierten Schw eißverbindung w urd en W erkstoffproben a us tenitis iert
und die thermische Schrumpfung während der Abkühlung d urch eine beidseitig feste Ei n-
spannung bl ockiert. Das ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungsverhalten und/oder die Umwandlungstemp e-
raturen wurden durch Variat ion der Legierungselemente eingestellt. Die ge genüber dem
bainitisch umwandelnden W erkstoff niedrigere Umwandlungstemperatur ( Δ𝑀 s ≈ - 150 K ) und
der danach auftretende, für den h ohen (Schrumpf -)Spannungsaufbau verantwortliche Te m-
peraturintervall des marten s itisch umwandelnden W erkstoffs fü hrt bei Raumtemperatur im
Vergleich zum bainitisch um w andelnden W er kstoff auf bis zu ~30 0 MPa g eringere E ige n-
spannungen. Da im Allgemeinen Martensit gegenüber Bainit eine wesentlich höhere W arm -
streckgrenze aufweisen m uss, fällt die Spannungsdifferenz der maximal erreichten Druck -
spannungen mit nur etwa - 50 MPa ( M arte nsit) unerwartet gering aus. Dies weist darauf hin,
dass d ie während der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung vorliegende W ar m streckgrenze nicht der ein zi g

10
limitierende Einflussfaktor auf die erreichbar e Druckspannungshöhe i s t. Da die Bildung d er
martensitischen Festphase durch e rhöht es Auflegier en mittels Chrom erreicht w urde, liege n
zwischen den b eiden 𝐶𝑟 - 𝑀𝑜 -Stählen stark u nte rschiedliche c hemische Zusa mmensetzu n-
gen vor. Leider geben die Autoren ke ine Stellungnahme, ob s ich die Variation in den ch e-
mischen Zusammensetzungen auf das Ausmaß der für ein en Spannu ngsabbau verantwor t-
lichen Umwandlungsplastizität niederschlagen könnte
In An alogie zu den in [ 60 ] durchgeführten Untersuchungen werden sei t Mitte der 1990er
Jahre Schweißzusatzwerkstoffe g ezielt in ihrer c h emischen Zusammensatzung variiert, um
die Ausbildung der SE durch Verringerung der Phasenumw an dlungstemperatur zu kontro l-
lieren [ 29 - 31 ]. Au f d en weiter führenden E insatz dieser ho c hlegierten Schw e ißzusatzw er k-
stoffe wird in Abschnitt 2.4 detailliert eingegangen. Dennoch seien an d ieser Stelle die
aktuellen und sehr umfangreichen experimentellen Arbeiten in [ 61 ] erwähnt, in welchen der
Autor h ochlegierte Zusatzw er kstoffe entsprechend ihrem Verwendungs zw e ck als s og e-
nannte Low Temp erature Transformation (LTT) Le gierungen definiert. Er kommt zu dem
Schluss, dass zw ar durch den Ein satz der LTT-L egierungen Druckspannungen erzeugt
werden kö nnen, je doch d eren Existenz nic ht generell vorher zu sagen i st und in jedem
Anwendungsfall analysiert werden sollte. Fe rner wird der Einfluss des Res taustenitgehalt s
herausgestellt, welcher bei hinreichend n iedrigen Umwandlungstemperaturen, das heißt bei
unvollständiger ( 𝛾 → 𝛼 )-Um wandlung in d ie martensitische Festphase, das Nivea u de r ve r-
bleibenden Makroeigenspannungen bestimmt. Zusätzlich schreibt der Autor der Rol le d er
Umwandlungsplastizität eine große Bed eutung zu und ste llt die Fra ge, ob di e Um w an d-
lungsplastizität als limitierende r od er fördernder Faktor f ür die SE -Kontrolle von Bedeutung
ist, als wissenschaftlich hoch interessant heraus.
W eiter hi n betonen di e Autoren in [ 57 ] und [ 61 ] die Be deutung der homogenen beziehung s-
weise der inhomogenen ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung bei der SE -Entstehung. Beim Vorliege n i n-
hom ogener Umwandlung können die in den j eweil s zuerst umwandelnden Be r eichen b e-
reits aufgebauten Druckspannungen b is in den Zugspannungsbereich h inein abgebaut
werden. Hie rfür v e rantw ortl ich i st d ie durch die Vo lumenzunahme de r später u m wandel n-
den Be reiche verursachte Werk stoffdehnung der angrenz e nden, bereits umgewandelten
Zonen . Ob die zeitlich verzögerte Umwandlung der angrenzenden Bere i che durch räuml i-
che Temperaturgradienten oder durch unterschiedliche Umw andlu ngstemperaturen veru r-
sacht wird ist dabei une rheblic h.
2.2.2.2 Umwandlungsplastizität
Die erste belegte Beobachtu ng des physikalischen Phänomens Umwandlungsplastizität
(UP) geht auf das Jahr 1919 zurück [ 62 ] und wurde in [ 63 ] begri fflich definiert. Dab ei b e-
zeichnet die UP das Auftreten von plastischen Verformungen während der Gefügeumwan d-
lungen, wenn gleichzeitig d urch äußere mechanische Belastungen Span nung en unterhal b
der ei gentlichen W armstreckgrenze der weicheren der beteiligten Festphasen (Austenit )
wirken. Zwar ist die UP b ei allen Gefügeumw an dlungen zu be obachten, doch wird s ich im
Folgenden auf die fü r die Umwandlungseigenspannungen relevanten Vor gä nge während
der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungen besc h rän kt, da hier ein erheblicher Einfluss auf die Spannung s-
entwicklung durch die verstärkt au ftretenden plastischen Deh nungsanteile z u erwarten ist.
Die UP tritt s owohl bei diffusionskontroll ierten und di ffusionslosen Umwandlun g en auf und

11
wurde bereits d urch eine Vielzahl verschiedener Erklärungsansätze und konti nuumsm e-
chanischer M odel le beschrieben [ 64 ] . W erde n nur i s otrope An passungseffekte an d ie V o-
lumenänderungen des Kristall s während der Phasenu m wandlung betrachtet, so h a t s ich
das Modell nach Leblond und Devaux [ 65 , 66 ], basierend auf dem Greenwood-Johnson-
Effekt [ 67 ], etabliert. Dieses Modell ist s owohl für d ie UP -Modellierung der di ffusionskontro l-
lierten, und unter Vernachlässigung der lastbedingten Vorzugsorientierung der Martensi t-
kristalle (Scherung) für die d iff us ionslosen Umwandlungen g e e ignet. W erden zu sä tzlich die
durch Scherung verursachten anisotropen plastischen Dehnungsanteile berücksichtig, so
finden auf dem Magee-Effekt [ 68 ] basierende Modelle ihre pr ak tische An wendung.
Die plast ische d ehnungsinduzierende W irkung der UP kann beispielhaft an Au sschnitten
von Dilatometerkurven während der Abkühlung in Bild 2.4 aufg ezeigt werden [ 69 ] . Nebe n
dem lastfreien Fall (0 M Pa) werden vor dem Einsetzen der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlu ng äußere
Drucklastspannungen (- 42 M P a, - 85 MPa) un terhalb der austenitischen W ar ms trec kgrenze
auf einer ansonsten frei schrumpfenden W erkstoffprobe axial aufgeprägt und im Zuge der
Abkühlung aufrechte rhalt en . Die nach Erreichen de r Raumtemperatur und anschließendem
lösen der Drucklast irreversibel verbleibenden plastischen Dehn ungen werden als umwan d-
lungsplastische Dehnungen klassifiziert und n ehmen mit w a chsenden Dr uckspannunge n
zu. Im Fal l äu ßerer Zuglasten (Zug spannungen) kehrt sich die UP -pl astische Dehnun g dem
Vorzeichen entsprechend um. Die W irkung dieser UP-Dehnungen au f die Reaktionsspa n-
nungen eines um wandlung sfähigen und be idseitig fest eingespannten Stab s si nd anhand
von Berec hnungsergebnissen [ 70 ] in Bil d 2.5 dargestell t. Dabei wurde der gesamte Stab
austenitisiert und anschließend auf Raumtemperatur abgek ü hlt. Di e Berechn ungen mit und
ohne Berücksichtigung der UP weisen Unte rsc hiede in den verbleibenden Reaktionsspa n-
nungen m it bis zu 400 M Pa auf. Grund h ierfür ist, dass sich die Druc kspannungen unter der
Präsenz der UP wegen des Auft retens der zusätzlich wirksamen UP -plastischen Dehnu n-
gen nicht voll entwickeln k önnen, beziehungsweise durch die UP -plastische Verfor m ung ein
nahezu vollständiger Druckspannu ngsabbau w ä hrend der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung au ftritt.

Bild 2.4 Dilatometerkur ven für einen niedrigleg ierten
Stahl mit Dr uckspannun gen wäh rend der U mwan d-
lung nach [ 67 ]

Bild 2.5 Eigenspann ungen in einem fest
eingespann t en Stab mit und o hne U m-
wandlungspla s tiz ität nach [ 70 ]

Die soeben beispielhaft aufgezeigten W irkungen verdeutlichen die W ichtigkeit die UP-
Dehnungen i n der nu mer isch en Berechnung von Umwandlungseigenspannungen zu b e-
rücksichtigen. Da das Au smaß der UP vom j eweiligen W erkstoff abhängt, gilt e s die UP
durch entsprechende Materialparameter zu c harakterisieren un d i n d en Datenbanken zu

12
hinterlegen. Hie rzu werden wie eb en beschrieben W er ks toff p roben austenitisiert und wä h-
rend der Abkühlung, j edoch v or dem Einsetzen der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung j eweils mit u nte r-
schiedlich hohen Druck- und Zu glast en konstant b eaufschlagt. Unter Annahme einer un i-
axial wirkenden L astspannung 𝜎 un d eines materialabhängigen UP -Param eters 𝐾 lässt sich
die nach vollständiger ( 𝛾 → 𝛼 )-Umw and lung verbleib ende UP -Dehnung 𝜀 up durch eine line a-
re Beziehung wie folgt berechnen [ 71 ]:
𝜀 u p = 𝐾 ∙ 𝜎

Gleichung 2 . 1

mit 𝜀 up - umwandlungspla st is c he Deh nung, 𝐾 - UP -Param et er, 𝜎 - unia xiale Lastspannun g
Für unte r schiedliche Metalle und Leg ierungen kann ein konstanter Materialparameter 𝐾 bei
Aufprägung von in Ri c htung und Höhe variierender L astspa n nungen mit Beträgen bis etwa
der halben W ar m streckgrenze der weicheren Festphase nach [ 67 ] be s timmt werden:
𝐾 = d𝜀 up ( 𝜎 ) /d𝜎 | 𝜎 →0

Gleichung 2 . 2

Die experimentell bestimmten UP -Parameter 𝐾 werden oft mals durch Einbindung in da s auf
dem Greenwood-Johnson-Effekt basierende Modell nach [ 65 ] zur Berechnung der UP-Deh-
nungen innerhalb numerischer Si m ulationen eingesetzt. Ne b en der folgerichtigen Bere c h-
nung von (Schweiß-)Ei genspa nnungen und (Sch w e iß -)Verz ug umwandlungsfähiger Stähle
sind n um erische Einflussanaly s en der UP auf di e Berechnungsergebnisse von großem
Interesse [ 71 - 78 ] .
Für das Wärmebehandlungsproblem des Härtens eines Stahlzy l inders wurden in [ 71 ] die
radialen Eigenspannungen mit un d ohne UP nu merisch berechnet. Die un ter Verwendun g
des e x pe rimentell bestimmten UP -Param eters 𝐾 berech neten radi alen Eigenspannungen
sind gegenüber den Berechn ungen unter Vernachlässigung der UP sta rk verringert und
verbesserten im Vergleic h mit den g emessenen Eigen s pannungen die Berechnungserge b-
nisse. Die B erechnung des radialen Verzugs un ter Einsa tz de s ex perimentell bestimmten
UP -Parameters 𝐾 lieferten seh r gu te Übereinstimmungen mit den M ess ergebnissen. Da
leider die Präsentation der Be rechnungsergebnisse des Verz u gs ohne UP fehlt, ist d iesb e-
züglich kein Einfluss der UP abzuschätzen.
Ein w e itaus komplexerer Fall liegt in [ 72 , 73 ] vor. Hier wurde ein thermisch u nd mechanisch
teilweise vali diertes FEM-Modell einer La ser-Blindnahtschweißung am Stahl S35 5J2+N
entwickelt und zur Berechnung der SE und SV eingesetzt. Die numerische Analyse mit und
ohne UP füh rte in der Schweißnahtnähe auf der Unterseite zu Unte rschieden in den Längs -
eigenspannungen von bis zu 400 MPa. In diesem Fall l ief e rten die Berec hnungen unter
Einbindung der UP erhöhte SE, deren Richtigkeit j edoch auf Grund der in diesem Bereich
fehlenden Messergebnisse nicht beurteilt werden kan n. Eine Betrac htung der b erechneten
Quereigenspannungen sowie der SE im Volu m e n de r Schweißverbindung findet n icht statt .
W eiter hi n wurde der SV mit Hinblick auf die Längs - und Quersc hrumpfung mit und ohne UP
berechnet. Für be ide Verfo rmungsarten führen die Berechnungen mit UP zu ein em ve r-
stärkten Ausmaß der Schru mpfun gen, wodurch gegenüber d en Berechn ungen o hne UP
eine b essere Übereinstimmung mit de n gemessenen Verzügen e rreicht werden konnte.
Eine Darstellung des berechneten W inkel - und Biegeverzugs wurde nicht vorgenommen.
In [ 74 ] wurde ei n ähnliches Problem a n einem anderen Stahlw erksto ff ( 10 CD 9.10) unte r-
sucht, wobei h insichtlich der Längseigenspannungen die gleichen Beobachtungen wie in
[ 72 , 73 ] gemacht werden konnte. Das gleic he qualitative Resultat konnte in [ 75 ] an Unte r-

13
suchungen zum Stahlw erkstoff HY80 in erreicht werde n. Im Gegensatz dazu zeigen die in
[ 76 ] an einem martensiti schen Stahlwerkstoff durchgeführten numerischen Berechnunge n
einen umgekehrten Einfl uss der UP auf di e Längseigenspa n nungen auf. Leider fehlen in
den eben a ngeführten Untersuchungen d ie Be w e rtungen beziehungsweise die Darstellu n-
gen der Quer-, sowie der SE i m Volumen der Schweißverbindungen. Ebens o wurden weder
Einflussanalysen der UP auf den SV durchgeführt, noch beruhen d ie durchgeführten B e-
rechnungen auf hinreichenden Validierungen.
Numerische Unte r suchungen zum Einfl uss der UP au f die SE ein es LTT -Grundwerksto ff s
wurden mittels einer simulierten Bl indnahtschw e ißung in [ 77 , 79 ] durchgef ührt. Hier konnte
ein signifikanter Einfluss d er UP -Variation auf die SE insow ei t auf gezeigt werden, als dass
das Spannungsniveau d er Längs- und Quereigenspannungen auf den Oberflächen unter
Einbindung der UP abn ahmen . Leider können die Ergebnisse a uf Grund des Fehlens eine r
sowohl thermischen als auch m echanischen Validierung nur i n e iner rein akademischen
Hinsicht b eurteilt werden und erlauben s omit keine stringenten Schlussfolgerungen zu
realen S ch w e ißungen. Auch hier fehle n di e Berechnungsergebnisse zum SV und den SE
im Volumen der Schweißverbindung.
In [ 78 ] kam ein ex perimentell umfangreich validiertes FEM-M odell einer S355J2+N-MAG-
Schweißverbindung mit artgleichem Zusatzwerkstoff zur Anwendung, um e ine Ei nflussan a-
lyse der UP a uf die SE durchzuführen. Es konnte g ezeigt werden, dass im Übe r gangsb e-
reich zw i schen Sc hweißnaht und Grundwerkstoff alle SE -Kompo nenten durch die Variation
des UP-Parameters 𝐾 signifikant beeinflusst werden. So führte ein erhöhter 𝐾 - W ert zu
eine r generellen Zunahme der Längseigenspannungen. Hinsichtlich der Quereigenspa n-
nungen verursacht die Zunahme des 𝐾 -W ertes einen Anstieg de r Spannungswerte i m V o-
lumen und zu einer A bnahme de r Spannungswerte auf den Oberflächen d er Sc hweißve r-
bin dung, w ohi ngegen für die Normaleigenspannungen eine g enerelle Re l ax a tion der Spa n-
nungswerte be i Zunahme des 𝐾 -Parame ters zu beobachten ist. Im V ergl eich zu de n übr i-
gen SE-Ko mponenten zeigte die Normalspannung d ie größten quantitativen Änderungen
unter der 𝐾 -Varia tion. L eider findet auch h ier keine UP-Analyse zur Au sbildung des S V
statt. Die Autoren kommen zu dem Schluss, dass zur SE-Bere chnung f ür solche latent
schrumpfenden S tumpfs toßsc h w e ißverbindungen d er S3 55 J 2+N -Festigkeitsklasse der 𝐾 -
Parameter zumindest in der richtigen Größenordnung berücksichtigt w erde n muss.
Fazit „Einflüsse auf die Schweißeigenspannungen und den Schweißverzug “
Es bleibt festzuhalten, dass der Zustand der SE und damit des SV von einem komplexen
W ech s elspiel vielzähliger Einflussgrößen abhängt und im Vorab nicht abgeschätzt werden
kann. Insbesondere wird der SE/SV -Zustand immens durch das A usma ß der Umwan d-
lungseigenspannungen beeinflusst, welches durch eine gezielte Herab s etzung der U m-
wandlungstemperatur von LTT-Zusa tzw erk stoffen verstärkt werden k ann. Zu niedrige U m-
wandlungstemperaturen führen jedoch zu unvollständigen ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungen und s o-
mit zu Restaustenit, des sen geringe W armfließgrenze in Verbindung mit der nicht vollstä n-
dig ausgenutzten ( 𝛾 → 𝛼 )-Volumenexpansion die SE -Reduktion limitie rt. W eitere Einflussfa k-
toren beziehen sich auf die Homogenität der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umw a ndlung und auf das die Umwan d-
lungen stets begleitende Phä nomen der UP. Es ist offensichtlich, d ass die W ir k ung der UP -
Dehnungen in der Berechnun g von SE und SV umwandlungsfähiger Stähle zu berücksic h-
tigen ist. Auf Grund des d erz e itig noch m angelhaften Verständnisses zur Sensitivität der
notwendigen Genauigkei t des UP-Param eters 𝐾 z ur folgerichtigen Berechnung von SE und

14
SV m uss der materialabhängi g e 𝐾 -Parameter fallspezifisch ex p erimente ll bestimmt werden.
W eiter hi n zeigt die durchgeführte Literaturrecherche, d ass ein großer Bedarf an konsiste n-
ten numerischen Einflussanalysen der UP auf die SE und den SV realer Schw eißverbi n-
dungen besteht. Ein Hauptaugenmerk ist dabei auf die Verw end ung experimentell validie r-
ter Berechnungsmodelle m it abgesicherten Materialkennwerten zu richten, da nur dadurch
ein folgerichtiges Verständnis zur W irkungsweise der UP i m Verbund mit der Vielzahl von
komplex mite inander verknüpften Einflussgrößen möglich ist. Auch wenn ein ige zumindest
qualitativ zu bewertende numerische Einflussanaly sen hochfeste r Stähle e x is tieren, so si nd
zum d erzeitigen Forschungsstand in der Literatur keine experimentell abgesicherten num e-
rischen UP-Einflussanalysen auf die SE und den SV hoc h fester Sc h w eißverbindungen
unter Verwendung von Stählen der Festigkeitsk lasse des W erkstoffs S960QL zu finden.
2.3 Numerische Sch w e i ßstrukturs imulation
In dieser Arbeit wird die Sc hweißstruktursimulation unter Anwendung des kommerziell
verfügbaren und bere its etablierten FEM-Softw a repake ts SYSWELD nur al s W e rk zeug
eingesetzt, u m werkstoffbezogene Einflussanalysen auf die SE un d den SV durchzuführen.
Zuerst w i rd eine g rund l egende Kla ssifikation der Schweißsimulation in Teilbereiche vorg e-
nommen und diesbezüglich ein Abriss über die derzeit erreichten Erkenntni s se gegeben.
Anschließend werden die in der vorliegenden Arbeit zur thermop hyska l ischen und therm o-
mechanischen M o dellierung ein gesetzten Berechnungsgrundlagen aufgezeigt.
Für die Berechnung en des globalen Temperaturfeldes und der Gefügezusammensetzung ,
und darauf au fbauend der SE un d de s SV hat es sich nach [ 12 ] bewährt, die Schweißsim u-
lation in die Teilbereiche der Prozess -, Struktur- und der W erkstoffsimulation mit eigenstä n-
digen Zielgrößen zu unterteilen (Bi ld 2.6 ). Die gegenseitige Beeinflussung der drei Tei l b e-
reiche beruht auf dem Ein - un d Ausgang von Koppelgrößen.

Bild 2.6 Teilbereiche der S chweiß s imulation mit den wi chtigsten Ziel- und Koppelgrößen - Rad aj [ 12 ]

15
 Prozesssimulation
Die Pro zesssim ulation umfasst die detaillierte Modellierung der miteinander komplex ve r-
bundenen Phänomene w i e des Tempera tur- und Geschwindigkeits felds im Schmelzbad ,
der W ec h selw irkung d er W ärmequelle m it der Sc hweißverbin dung und re sultierende m
W ir kungsgrad, sowie der Sta b ilität des Sch w e ißprozesses. Basierend auf der T he orie der
W är meleitung in Festkö rpern [ 80 ] lieferten [ 81 ] und [ 82 , 83 ] erste Forschungsbeiträge auf
diesem Gebiet. Unter Einsatz w a chsender Rechenleistungen und fortgeschrittener Software
stellt die Prozesssimulation heutzutage ein s tetig wachsendes Forschungsgebiet dar [ 84 ] .
Die Forschungsschwerpunkte konzentrieren sich dabei hauptsächli ch auf den W ärm e - und
M a terialfl usses im S c hmelzbad u nd die Lichtbogenphysik. Einen Übe rblick übe r di e m a-
thematische Modellierung der in di esem Zusammenhang stehenden Erhaltungsgleichungen
von M asse, Energie und Impul s ist in [ 85 , 86 ] gegeben.
In d er Praxis hat es s ich als effek tiv erw iesen , den Schweißprozess durch ein reines W ä r-
meleitungsmodell zu approximieren und die Erzeugung d er Schweißwärme und die
Schmelzbadbildung auf pauschalisie r te Größen der W ärmequelle zu reduzieren. Som it wird
mit Hilfe der in [ 87 ] eingeführten Methode der Ein trag und die geometrische Verteilung d er
Schweißwärme o ftmals durch äquivalente W ä rmequellen mit volum etrischer Energieverei t-
lung umgesetzt. Darauf ba s ierend haben s ich in der FEM -Anwendung für Laserstrahlve r-
fahren e ntwickelte gaußverteilte [ 87 ] und für Lichtbogenverfahren en tw ickelte doppelelli p-
soide [ 88 ] W är mequellenmodelle bewährt.
 Materialsimulation
Aspekte der mik rostrukturell en Eige nschaften wie die Härte, Zähigkeit, Festphasentran s-
formation un d die Heiß - und Kaltrissneigung werden über die Materialsimulation abgedeckt .
Eine Zusammenfassung von Forschungsarbeiten zur metallurgischen Modellierung i st in
[ 89 - 91 ] zu finden.
M o delle zu schweißbeding ten Mikrostrukturänderungen wie die sich einstellende Gefüg e-
zusammensetzung unter Einbindung d er Austenitkorngröße sind bereits in k ommerziellen
Softwareprogrammen i mplementiert, beruhen j edoch a uf starken Vereinfa c hungen der
physikalischen Zusammenhänge. Unter der möglichen Be rücksichtigung de r Austenitkor n-
größe finden dabei e ffektive um w a ndlungskinetische M o delle zur diffusionsgesteuerten
( 𝛼 ↔ 𝛾 )-Umwandlung [ 92 , 93 ] und zur diffusionslosen martensitischen ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung
[ 94 , 95 ] ihre An w e ndung.
 Struktursimulation
Die Struktursimulation umspannt die Berechnung d es g lobalen Temperaturfelds u nd der
thermomechanischen W är mewirkung en des Schw eiße ns. Die s betrifft neben den SE und
SV auch die Schweißgut- und W EZ-Festig keit und die Bewertung der Struktursteifi gkeit.
Hinweise zur ge nerellen M o dellierungsmethodik numerischer Schweißstruktu rsi mulationen
zur fol gerichtigen Ber e chnung von SE und SV gibt [ 96 ]. Eine Zus ammenfassung möglicher
Berechnungsverfahren von SE und SV wurde in [ 69 , 97 ] vorgenommen. D er Einfluss des
im Hochtemperaturbereich auftretenden visko-plastischen W er kstoffverhaltens auf die b e-
rechneten SE und SV wurde in [ 98 ] untersucht. Der Autor kommt zu dem Schluss, das s
visko-plastische M odel le bei d er Bere chnung der SE vernachlässigt werden k önnen, dies
jedoch zu einem m erklichen Ei nfluss auf den SV führt. Verantwortlich gemacht wird hierfür
die du rch v isko -plastische Ef fek te verursac hte Erhöhung der austenit i schen W a rmflie ß-

16
grenzen. Einflussanalysen zur Varia tion thermomechanischer W e rkstoffeigenschaft en und
verschiedener Verfestigungsmodelle auf die Ausbildung der SE und dem SV s ind in [ 99 ,
100 ] und [101] zu finden. Oftmals wird zur Erhöhung der Recheneffizienz zuerst die Temp e-
raturfeldberechnung vollständig a bgeschlos sen und darauf au fbauend das Ve rsc hiebung s-
feld berechnet (sc hwache Kopplung), wodurch die Änderung der Nahtgeometrie und der
somit verursachte Einfluss auf di e Verteilung der Sc hweißw ärme vernachlässigt w i rd. In
[ 102 ] konnte g ezeigt werden, dass die Schmelzbadgeometrie d avon kaum beeinflusst w i rd,
aber Unterschiede im SV um bis zu 20 % auftreten.
2.3.1 T hermophysikalische M odellierung
 Thermisch
Die physikali s che Ber e chnungsgrundlage des transienten Temperaturfelds basiert auf der
Verknüpfung des ersten Hauptsatzes de r T hermodynamik mit dem Fo urier s chen Grundg e-
setz der W är melei tung. D i e ni c htlineare Feldglei c hung d er W ärme l eitung mit der Erweit e-
rung eines Produktionsterms in Form von volumetrischen W ärmequellen lautet:
𝜌 ( 𝑇 ) ∙ 𝑐 p ( 𝑇 ) ∙ 𝜕𝑇
𝜕𝑡 + ∇ ( −𝜆 ( 𝑇 ) ∙ ∇ 𝑇 ) = 𝑞 Vol ( 𝑥 , 𝑦 , 𝑧 , 𝑡 ) mit 𝑇 = 𝑇 ( 𝑥 , 𝑦 , 𝑧 , 𝑡 )
mit den Rand- und Anfangsbedingungen:
−𝜆 ∙ 𝜕𝑇
𝜕𝑛 | Ω = 𝑞 Ω und 𝑇 ( 𝑥 , 𝑦 , 𝑧 , 𝑡 = 0 ) = 𝑇 ( 𝑥 , 𝑦 , 𝑧 )| 𝑡 =0

Gleichung 2 . 3

mit 𝜌 - spez ifische Dichte , 𝑐 p - spez ifis che Wärmekapaz ität, 𝑇 - Temperatur, 𝜆 - Wärmeleit fähigkeit, 𝑞 V ol
- volumetris che Wärm estrom dichte , 𝑞
Ω
- flächenbez o gene Gesam t wär mestrom dicht e
Der Eintrag und die g eometrische Verteilung der Schweißwärme wird durch Ers a tzw ärm e-
quellen g ewährleistet, deren jeweilige Verteilung der vol umetri schen W ä rm estromdichte n
von den in Glei chung 2.4-2.6 entha ltenen freien Paramete rn abhä ngt. Diese müssen im
Zuge der Temperaturfel d kalibrierung mit Hilfe ex p erimenteller Daten vom Be nutzer angegl i-
chen werden.
Volumetrische W är m estromdic h te der gaußverteilten W ärmequelle nach [ 87 ]:
𝑞 vol = 9 ∙ 𝑒 5 ∙ 𝑄
𝜋 ( 𝑒 3 − 1 ) ∙ ( 𝑧 o − 𝑧 u ) ∙ ( r o
2 + r o ∙ r u + r u
2 ) 2 ∙ 𝑒 − M∙ ( r
r
o ) 2

r 0 = r o − ( r o − r u ) ∙ 𝑧 o − 𝑧
𝑧 o − 𝑧 u ; r = √( 𝑥 − 𝑥 0 − v s ∙ 𝑡 ) 2 + ( 𝑦 − 𝑦 0 ) 2

Gleichung 2 . 4

mit 𝑞 vol - volumetris c he Wärmestrom dichte , 𝑄 - gesamte Wärmeleistun g im Doppelellipsoid , M - A b-
klingkoeffiz ient , r o, u - obere/untere Ra dien , 𝑡 - Zeit , v s - Sch weißgesch w ind igkeit, x - globale Koordin a-
te, 𝑧 o, u - obere r/unterer Abstan d von d er Referenz ebene
Volumetrische W är m estromdic h te der doppelellipsoiden W ärmequelle nach [ 88 ]:
𝑞 vol, f = 6 ∙ √ 3 ∙ 𝑓 f ∙ 𝑄
a f ∙ b ∙ c ∙ 𝜋 √ 𝜋 ∙ 𝑒 − M ∙( 𝑥 −𝑥 0 − v s ∙𝑡
a f ) 2 ∙ 𝑒 − M ∙( 𝑦− 𝑦 0
b ) 2 ∙ 𝑒 − M ∙( 𝑧 −𝑧 0
c ) 2

Gleichung 2 . 5

17
𝑞 vol, r = 6 ∙ √ 3 ∙ 𝑓 r ∙ 𝑄
a r ∙ b ∙ c ∙ 𝜋 √ 𝜋 ∙ 𝑒 − M ∙( 𝑥−𝑥 0 − v s ∙ 𝑡
a r ) 2 ∙ 𝑒 − M ∙( 𝑦− 𝑦 0
b ) 2 ∙ 𝑒 − M ∙( 𝑧 −𝑧 0
c ) 2

Gleichung 2 . 6

mit , 𝑓 f, r - Wichtung sfaktore n , { a f, r , b , c } - Halbac hs en des Ellip soids, { x , y , z } - globale Koor dinaten
 Metallurgisch
Die Grundlagen für d ie m athematische Beschreibung d er diffusionsgesteuerten Umw a n d-
lungen (austenitische, ferriti sch-p erlit ische und ba i nitische Umwandlungen) beruhen auf
dem s emi-empirischen Modell von L eblond - Devaux . Mit d er daraus folgenden Ev o lution s-
gleichung ist es anhand von Parameteranpassung möglich , d ie Daten aus is other men und
kontinuierlichen SZTU-Scha ubildern d irekt in die FE -Software zu imp lementieren. Die Fo r-
mulierung ohne Berücksichtigung des Einflu s ses d er Austenitkorngröße auf die Umwan d-
lungskinetik bei kontinuierlichem Temperaturverlauf lautet [ 93 ]:
𝑑𝑝
𝑑𝑡 = 𝑓 (𝑇 󰇗 ) ∙ 𝑝 eq ( 𝑇 ) − 𝑝 (𝑇 )
𝜏 (𝑇)

Gleichung 2 . 7

mit 𝑝 - P hasenan teil, 𝑡 - Zeit, 𝑓 - Faktor z ur Berücksichtigun g der Abkühlrate, 𝑇 - Temperatur , 𝑝 eq -
Phasenanteil im Gle ic hge wichtszustand, 𝜏 - Zeit für die Bildu ng eine s Phasenanteils
Das phänomenologische Umwandlungsmodell für die diffusionslose Martensitumwandlung
wird durch Koistinen - Marburger gegeben [ 94 ] :
𝑝 ( 𝑇 ) = 1 − exp ( − KM∙ ( M s − 𝑇 ) )

Gleichung 2 . 8

mit
KM
- Koistinen-Marbu rger-Koe ffiz i ent,
M
s - Martensi tstarttemper atur
Liegt e in Gemisch aus Gefü gebestandteilen vor, so werden die thermophysikalischen und
thermomechanischen Kennwerte des Mischwerkstoffs mit Hilfe einer linearen M isch ungsr e-
gel gebildet:
𝑋 = ∑ 𝑝 i ∙
𝑛
𝑖 = 1 𝑋 i mit ∑ 𝑝 i
𝑛
𝑖 = 1 = 1

Gleichung 2 . 9

mit 𝑋 - ther mop hysikalische oder ther momechanische Kennwerte des Mischwerks t offs , 𝑋 i - Kennwerte
der Gefüg ebestandte ile , 𝑛 - Anza h l aller Gefügebe standteile des Mischwerkstoffs , 𝑖 - jeweiliger Gef ü-
gebestandteil , 𝑝 i - V olum enanteil des jeweil igen Gefügebe s tandtei ls
2.3.2 T hermomechanische M odellierung
Die Berech n ung der Spannungen und Verformungen erfol g t über die zeitabhängige G e-
samtdeh nung und beruht auf de r klassi schen Theorie des isotropen elastisch-plastischen
W er kstoffverhaltens. Das Gesamtdehnungsinkrement s etzt sic h a us de r Summe der e i n-
zelnen Dehnungsinkremente zusammen:
𝑑𝜀 ij = 𝑑𝜀 a , ij + 𝑑𝜀 el , ij + 𝑑𝜀 pl , ij + 𝑑𝜀 th , ii + 𝑑𝜀 up , ij

Gleichung 2 . 10

mit 𝑑𝜀 ij - differentie lle Gesamtdehnu n g, 𝑑𝜀 a
,
ij - Anfangsdehn ung, 𝑑𝜀 el
,
ij - elastis c he Dehnu ng, 𝑑𝜀 p l, ij -
deviatori sche plastis c he De hnung , 𝑑𝜀 th
,
ii - W ärm edehnung , 𝑑𝜀 up
,
ij - deviatori sche Um w andlun gsplast i-
sche Dehn ung

18
Im linear elastischen Verformu n gsbereich wird das elastische Dehnungsinkrement mit Hilf e
des Hookeschen -Gesetzes berechnet:
𝑑𝜀 el ij = 1
2∙
G
∙ σ 𝑑 ij + 1
2∙
K
∙ σ ℎ ii

Gleichung 2 . 11

mit
G
- Schubmodul, 𝜎 𝑑 ij - deviatorischer Spannun gs anteil ,
K
- Kompression s mo dul, 𝜎 ℎ ii hydrostat i-
scher Spann ungsante il
Für die Festlegung des Übergangs zwischen elastischem und plastischem W er ks toffverha l-
ten wird eine Fließbedingung b enötigt. In der P l astizitätsthe o rie wird diese über e i ne Flie ß-
funktion 𝐹 (Plas tizität skriterium) gebildet, welche aus de r Differenz einer Vergleichsspa n-
nung 𝜎 V und de r Fließgrenze 𝜎 F gebildet w ird. Es gilt:
elastisches Verhalten: 𝐹 = 𝜎 V − 𝜎 F < 0 und plastisches Verhalten: 𝐹 = 𝜎 V − 𝜎 F = 0
Ist das Pl astizitätskrit erium mit 𝐹 = 0 erfüllt , so ist basierend auf der Normalhypothese das
plastische Dehnungsinkrement nach Erreichen der Fließbedingung durch folgendes Flie ß-
gesetzt berechenbar:
𝑑𝜀 pl , ij = 𝑑𝜆 ∙ 𝜕𝐹
𝜕𝜎 ij

Gleichung 2 . 12

mit 𝜆 - Größenord nungspar ameter der plasti s chen Dehnung, 𝐹 - Plasti zitätskriterium, 𝜎 ij - Spann ung s-
anteil
Zur Anwendung des Fließgesetztes muss die Fließfunktion an das W erkstoffverhalten a n-
gepasst w erd en. Unter Nutzung de r Mises - Vergleichsspa nn ung (Ge staltänderungshyp o-
these) lautet die M is es -Fließfunktion für isotropes Verfestigungsverhalten:
𝐹 iso = 𝜎 VM − 𝜎 F = √ 3
2 ∙ 𝜎 𝑑 𝑖𝑗 ∙ 𝜎 𝑑 𝑖𝑗 − 𝜎 F ( 𝑘 ) = 0

Gleichung 2 . 13

mit 𝐹 iso - is otrope s Plastiz itätsk ri t erium , 𝜎 VM - Mises-Verglei chsspannung, 𝜎 F - Fließgrenz e , 𝑘 - skalarer
Verfestigungspa ram eter
Im Fal l rein kinematischen W erkstoffverhaltens wird die Mises -Fließfunktion nach Pra ger
modifiziert [ 103 ], was zur Fließfunktion für line are kinematische Verfestigung führt:
𝐹 kin = √ 3
2 ∙ (𝜎 𝑑 𝑖𝑗 − 2
3 ∙ 𝑐 ∙ 𝜀 pl , ij ) ∙ (𝜎 𝑑 𝑖𝑗 − 2
3 ∙ 𝑐 ∙ 𝜀 pl, i j ) − 𝜎 F = 0

Gleichung 2 . 14

mit 𝐹 – iso t ropes Pla st iz itäts kriteriu m , 𝜀 p l, ij – pla s tische De hnung, 𝑐 – An s tieg de r Fließkurve
Zur M o dellierung ei n es gemischt isotrop-kinematischen W erk stoffverhaltens w erd en die
Plastizitätskriterien d e r Gleichungen 2. 13 /2. 14 durch einen skalaren Parameter gewichtet ,
welcher vom Benutzer im Verg le ich mit experimentellen Daten angepasst werden muss:
𝐹 gew (𝑃 iso ) = 𝑃 iso ∙ 𝐹 iso + ( 1 − 𝑃 iso ) ∙ 𝐹 kin m it 0 ≤ 𝑃 iso ≤ 1

Gleichung 2 . 15

mit 𝐹 gew - gewi c hte tes P la stiz it ätskriter ium (gem is cht i sotrop-kinemati sch) , 𝑃 iso - skalarer Parameter als
Wichtung s faktor

19
Das Inkrement der W ärmedehnung ist be schränkt auf vol umetrische (dilatoris c he) De h-
nungskomponenten und berechnet sich über den thermischen Aus dehnungskoeffizi ent zu :
𝑑𝜀 th , ii = 3 ∙ 𝑑𝜀 th = 3 ∙𝛼 ∙ 𝑑𝑇

Gleichung 2 . 16

mit 𝑑𝜀 th - v olume t ri sche Dehnu ngskom ponenten , 𝛼 - therm is cher Ausdeh nungskoeffiz ient
Für d en Fall d es nicht-l ineare n plastischen Verfestigungsverhaltens (multi-lineare Fl ießku r-
ven) g eschieht d ie M odel lierung des u m wandlungsplastis c hen Deh nu ngsinkrements mit
dem von Lebl ond formulierten Ans atz [ 66 ], welcher den materialabhängigen UP -Parameter
𝐾 (Abschnitt 2.2.2.2 ) ei n bindet:
𝑑𝜀 up , ij = - 3 2
⁄ · 𝐾 · σ 𝑑 ij · Ln ( 𝑝 ) ∙ 𝑝 ( 𝜎 VM
𝜎 F )

Gleichung 2 . 17

mit 𝐾 - um wandlungspla st is c her Par ameter , 𝜎 𝑑 ij - deviatori s cher Spannungsanteil, 𝑝 - Anteil der 𝛼 -
Phase , 𝜎 VM - Mises-Vergleich sspannung, 𝜎 F - Fließgren z e
2.3.3 Bestimmung von W erkstoffkennw erten
Die Durchführung der numerischen Schweißstruktursimulation erfordert d ie Vorgabe v on
temperaturabhängigen thermophysikalischen und thermomechanischen W erk stoffkennwe r-
te n, deren Bereitstellung den „Flaschenhals“ [8] im Bereich des Modellaufbaus bildet. Zu
den thermophy sikalischen Kennwerten ge hören die thermodynamischen Größe n wie di e
W är meleitfähigkeit, Dichte und W ärme kapazität, sowie d ie thermometallurgischen Größen,
welche das Verhalten d er Festphasenumwandlung en charakterisieren. W erkstoffeige n-
schaften w ie die thermische Aus dehnung, das Elastizitätsmodul, d ie Querk ontraktion, d as
Spannungs -D ehnungsverhalten und die U mwandlu ngsplastizität w erden d en th e rmom e-
chanischen Kennwerten zugeordnet.
Im Vergleich zu den thermomechanischen / -metallurgisc hen Kennwerten stellt die Berei t-
stellung der thermodynamischen Größen ein un tergeordnetes Problem dar. Mit Messve r-
fahren wie zum Be ispiel der Kalorimetrie gestaltet sich der ex peri mentelle und fi n anziell e
Aufwand zur Ermittlung der zu gehörigen Größen verhältnismäßig gering. Da diese Größen
hau ptsächlich der chemischen Zus ammensetzung des W erks toff s unterliegen, können
diese da von abhängig durch Berechnungsprogramme [104] oder vorhandene Datenbanken
hinreichend approx im iert w erd en. Zud em können etwaige F eh lerstreuungen dieser Größen
im Zuge d er Temperaturfeldkalibrierung du rch eine zw e ckmäßige Anpassung der W ärm e-
quellenparameter (Abs c hnitt 2.3.1 ) kompensiert w erd en.
Im Gegensatz dazu hän gen die the rmometallurgischen / -mechanischen Eigenschaften
neben der c hemischen Zusam m ensetzung auch vom jeweiligen Fabrikations - und Verarbe i-
tungsprozess, sowie vom Bea n spruchungszustand des W er ks toffs a b. Zw a r kann auch hier
auf Berechnungsprogramme und konstitutive M od elle [ 105 ] oder vorhanden e Datenbanke n
ähnlicher W er k stoffe zurückg e griffen werden, jedoch tun s ich hierbei zusätzlich zu den
Chargenschwankungen v or al l em bei neu entw i ckelten W erkstoffen große Unsicherheiten
auf, dere n Auswirkungen auf die mechanische Spannungsantw ort der S chwei ßverbindung
im Vora us nicht abzuschätzen si nd. Diesbezüglich heben vor alle m die Aut o ren in [8 , 12 ,
99 , 106] den s tarken Einfluss der therm ometallurgi s chen / -mechanischen W erkstoffken n-

20
werte i n Hinbli ck a uf die mechanische Berechnung der SE un d des SV hervor, was durc h
beispielhafte Untersuchun gen in [ 41 , 78 , 98 -1 00] bestätigt wird. Um die durch Approximat i-
on dieser W e rkstoffkennwerte verursachte Unsicherheit in de n Berechnungsergebnissen
auszuschließen, verbleibt letztendlic h deren Bestimmung nur auf ex p erimentellem W eg.
W ähren d die K ennwerte d er thermischen Dehnung, de s Elastizitätsmoduls und der Que r-
kontraktion mit Hilfe von Ofenversuchen h inreichend genau ermittelt w erd en k önnen, e rfo r-
dert d ie Bestimmung de s Umwandlungsverhalten s, des Sp annungs -D e hnungsverhalte n s
und der Umw a ndlungsplastizität Austenitisierungs - und Abkühlbedingungen, welche denen
eines SZTZ ents prec hen (Abschnitt 2.2.1 ). Nur somit ist gewährleistet, dass die e rmittelten ,
von der M i krostruktur abhäng i gen W erkstoffkennwerte weitestgehend den Eigenschaften
der u nter S c hweißprozessw irkung aus g esetzten W erkstoffbereiche d e r Schweißverbindung
gleichen [ 37 , 39 - 41 ]. Für die Nach bildung der SZTZ von Li c htbogenprozessen bieten sich
hierfür Versuchsanlagen mit akti ver Erwärmung an, da die entsprechenden Au fheizrat en
mit bis zu 1000 °K/s , Haltezeite n von wenigen Sekunden u nd gewünschte Abkühlzeiten
einstellbar sind.
Zur Nach bildung von W EZ-Mikrostrukturen wurde basierend a uf Forschungsarbeiten von
Nippes und Sa v age [1 07 , 1 08 ] das Gl eeble ® - System am Rensselaer Polytechnic Institute
( RPI ) entwickelt. Hie rmit ist es mö glich, Stahlwerkstoffe definierten SZT Z a uszusetzen und
mechanisch gezielt zu belasten. Basierend auf d em im Jahr 195 7 erstmalig kommerziell
produzierten System wurde die Gleeble ® -Technik sukzessive verbessert und ermöglichte
nun auf B asis einer ex p erimentell hergestellten W EZ-M ik rostruktur Untersuchungen zu
W ar mzugeigenschaften, Umwandlungsverhalten und Ermüdungsverhalten.
Das Spannungs-Dehnungsverhalten h ängt neben den mikrostrukturellen Eigenschaften
auch von der Dehnratenbeanspruchung ab . Beispielsw ei se w urde hierzu die Dehnratena b-
hängigkeit der Spannungs -Dehnungsantw ort hoc hfester W e rks toffe in [ 41 , 106 , 109] exp e-
rimentell untersucht. D i e Autor en konnten z eigen, d ass insbe sondere bei erhöhten T emp e-
raturen ü ber 400 °C ein si gnifikanter Dehnrateneinfluss auftritt. Da die Dehn rate eng mit der
Temperaturänderungsrate korreliert, werden d ie W E Z - W erkstoffbereiche während de r
schnellen Aufheizphase hohen Dehnraten ausgesetzt. Für Lichtbogenprozesse mit typ i-
schen Aufheizraten von 100 K/s bis 1000 K/s ergeben sich thermisch i nduziert e Dehnraten
von 0,0 015 s -1 bis 0,015 s -1 [ 41 ]. Hie raus folgt, dass der Dehnra teneinfluss bei der exper i-
mentellen Bestimmung des Spannungs -Dehnungsverhaltens zum Zwecke der numerisc he n
Schweißstruktursimulation be rücksichtigt werden m uss. Dies erfordert, dass von de r Nor m-
vo rgab e für Zu gversuche bei erhöhter Temperatur (DIN EN 10002 -5) m it Beanspruchung s-
dehnraten von 1,7 ∙ 10 - 4 s -1 bis 8,3 ∙ 10 -5 s -1 deutlich abgewichen werden muss.
Zusammenfassend lässt sich sag en, dass die im Rahmen der nume ris c hen Schweißstru k-
tursimulation vorzugebenden thermometallurgischen / -mechanischen W erkstoffkennwert e
einen s tarken Einfluss auf die Be rechnung der SE und SV n ehmen und zur Siche rstellu ng
der Vertrauenswürdigkeit der Berechnungsergebnisse auf fallspezifische, e x peri mentel l
bestimmte W er k stoffkennwerte zurückgegriffen werden muss. Hierbei sollte die Besti m-
mung des Umwandlungsverhaltens, des Spannungs -Dehnungsverhaltens und der U m-
wandlungsplastizität auf einer thermischen W ärmebeha n dlu ng ents prec h ender SZTZ ber u-
hen. Zu dem ist bei der Bestimmun g d e s Spannungs-Dehnungsverhaltens der bei Sch w e i ß-
prozessen hohe Dehnrateneinfluss zu beachten.

21
2.4 Einsatz hochleg ierter Z usatzwerkstoffe
Die Idee d er Kom pensation von Schrumpf - und Abschreckspannungen mittels Umwan d-
lungsspannungen führte M i tte der 1990er Jah re erstmalig zu r Entwicklung von Schw e ißz u-
satzwerkstoffen mi t gez i elt h erabgesetzter Ph asenum w a ndlungstemperatur [ 29 - 31 ]. Dabei
wurden den Zusatzwerkstoffen die Legierungselemente Chrom ( 𝐶𝑟 ) und Nickel ( 𝑁𝑖 ) im
bestimmten Maß beigemengt und somit die martensitische ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung hin zu
tieferen Temperaturen verzögert . Diese Zu s atzw erksto ffe w erden sinnhaft als Low Tran s-
formation Temperature (LTT) Legierungen bezeichnet, w o bei zur Umwandlungsverzög e-
rung austenitstabilisierende Elemente eingesetzt werden können.
2.4.1 Werkstoffchar akterisieru ng
 Begriffsdefinition
Eine phänomenologische Definition des Begriffs ‚LTT - Legieru ng‘ gibt der Autor in [ 61 ]:
„Low Transformation Tempe r ature (LTT) Legieru ngen sind hochlegierte Schweißzusat z-
werkstoffe, welche eine martensitische Phasenumwandlung mit einer 𝑀 s -Temperatur obe r-
halb d er Raumtemperatur aufw eisen, di e allein der Eigenspannungskontrolle i n der
Schweißnaht und ang renz enden Bere ichen dient. Der sich einstellende SE -Zustand zeic h-
net s ich durch lokal niedrige Zug eigenspannungen oder vom Betrag her hohen Drucke i-
genspann ungen aus.
Das bedeutet, dass andere martensitische W erkstoffe nicht a ls LTT-Leg ierungen definie rt
sind, da deren Verwendung anderen Zielen (z. B. Verschleißschutz) dient.“
Es wird nun davon aus gegan g en, dass im Folgenden alle involvierten hochlegierten Z u-
satzwerkstoffe de r eben angeführten Beg riffsdefinition unterliegen und somit als L TT -
Legierungen bezeichnet werden können.
 Einfluss der Abkühlgeschwi nd igkeit auf die 𝑴 s - u nd 𝑴 f -Temperatur
Im Fall der diffusionslosen martensitischen Umwandlung kl app t die Gitterstruktur v o n der
kubisch flächenzentrierten in die tetragonal raumzentrierte Form um . Die Induzierung dieser
Umklappvorgänge hängt dabei entscheidend von d er Höhe der Aktivierungsenergie bezi e-
hungsweise vom Maß der Unt erkühlung ab und so llte sich s omit im W esentli c hen una b-
hängig von der Abkühlgeschwindigkeit zeigen . Dies veranlasst die Autoren von Veröffentl i-
chungen zum Thema LTT-Legierungen dazu, die 𝑀 s - und 𝑀 f -Tempe raturen der untersuc h-
ten Leg ierungen u nabhängig von der Abkühlgeschwindigkeit anzuge ben . In [ 61 ] und [ 110 ]
führen die Au toren die Ermittlung der 𝑀 s -Temperaturen von LTT-Legie rungen mi t variiere n-
den 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Gehalten durch. D ie Ergebnisse untermauern die An na hme einer Unabhän g i g-
keit der martensitischen ( 𝛾 → 𝛼 )-Phasenumwandlung von der Ab k ühlgeschwindigkeit.
 𝑪𝒓 - 𝑵𝒊 -Einfluss auf die 𝑴 S - und 𝑴 f -Temperatur
In [111] wurden e i nem Basisw e rkstoff 𝐶𝑟 und 𝑁𝑖 einzeln beigemengt. An ha nd der hiermit
hergestellten W erkstoffproben wurden die 𝑀 s - und 𝑀 f -T emperaturen i n Abhängigkeit der
beigemengten Legierungselemente bestimmt. Die resultierenden W erte e ntsprechend d er
zugesetzten Elemente 𝐶𝑟 o der 𝑁𝑖 s ind Bild 2.7 d arge s tellt. Ne be n einer nahezu linearen

22
Abhängigkeit der 𝑀 s - und 𝑀 f -Temperaturen vom 𝐶𝑟 - oder 𝑁𝑖 -Gehalt, zeigt sich m it ∆𝑇 ≈
100 K eine konstante Differen z zwisc hen 𝑀 s und 𝑀 f .
Zur Abschätzung der 𝑀 s -Temperaturen in Abhängigkeit der chemischen Zusammensetzung
bietet d ie Literatur verschiedene empirische Formeln. Für den niedrig - und hochlegierten
Bereich weist die d urch Gleichung 2. 18 dargestellte lineare Beziehung von Steven und
Haynes [112] di e geringsten S tre uungen bei hohen 𝐶𝑟 -Gehalten auf :
𝑀 s = 561 - 474· 𝐶 - 33· 𝑀𝑛 - 21· 𝑀𝑜 - 17· 𝑁𝑖 - 17· 𝐶𝑟

Gleichung 2 . 18

mit 𝑀 s - Marten s itstar ttempera t ur, 𝐶 - Kohlenstoff, 𝑀𝑛 - Mangan, 𝑀𝑜 - Molybdän, 𝑁𝑖 - Nickel, 𝐶𝑟 -
Chrom
Eine ex perimentelle Analyse der 𝑀 s -Temperatur unter Variation der 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Geh alte w u rde in
[ 61 ] durchgeführt ( Bild 2.8). Es folgt eine nahezu lineare Abhängigkeit d er 𝑀 s -Temperatur
vom 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Gehalt, was m it d en Beobachtungen in [111] übereinstimmt. Es i st ers ichtlich ,
dass mit wachsendem 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Geha lt die ex perim entell bestimm te n 𝑀 s -Temperaturen z u-
nehmend von den nach Gleichung 2. 18 berechneten W erten abweichen . Dennoch, für den
untersuchten geringsten Gehalt an 𝐶𝑟 und 𝑁𝑖 besitzt Gleichung 2. 18 Gültigkeit.

Bild 2.7
M
s - und
M
f -Temp eraturen in Abhängi g-
keit der Legieru ngselemente
Cr
und
Ni
na c h
[ 111 ]

Bild 2.8
M
s -Temp eratur in Abhängigkeit der
Legieru ngselemente
Cr
und
Ni
. E xperim entell
nach [ 61 ], bere c hnet nach Glei c hung 2. 18 [ 112 ]

2.4.2 Einflüsse auf die Eigen spannu ngs- und Verzugsausb ildung
Experimentelle Untersuchungen zur b eabsichtigten Reduktion von SE und SV u nter Einsatz
von LTT-Le gierungen sind i n der Literatur zahlreich vertrete n und w erden zum Beispiel in
[5 , 6 , 61 ] ausführlich diskutiert. In [ 61 ] kommt der Auto r zum Sc hluss, d ass ein e generelle
Existenz von Druc ke igenspan nun gen nicht vorherzu sagen is t und deren Nachweis eine
Analyse im jew eil igen Anw endungsfall b edarf. Ne b en den interagierenden Einflüssen a us
Erstarrungsverhalten, Gefüge, Sc hrumpfbehinderung und mec hanischen Eigenschaften
werden hier e x pl izit die Ein flüsse der Umwandlungstemperatur , des Res taustenitgehalt s ,
der Aufmischung und der Einfl uss der Umwandlungsplastizität herausgestellt.
M i t dem Fokus der vorliegenden Arbeit eine simulationsgestützte Einflussanalyse der Au s-
bildung von SE und SV durchzufüh ren, werden nun einige Schweißexperimente mit Hi n-
blick auf die Einflüsse der 𝑀 s -Temperatur und des Restausteni ts, jedoch insbesondere der
Einfluss der Au fmischung di sku tiert. A nschließend werden diesbezüglich Betrachtungen

23
zum derzeitigen Stand nume ri scher Untersuchungen v o rgenommen, welche ebenso den
Einfluss der Umwandlungsplastizität einbeziehen.
2.4.2.1 Schweißexperimente - Schweißeigenspannungen
Bereits vor der erstmalig ge z ie lten Entwicklung von LTT-Legi erungen [ 29 - 31 ] führte die
Forschergruppe in [113 , 114 ] eine systematische Analyse des 𝑀 s -Einflusses auf die sich
ausbildenden SE und SV du r ch. Hierzu wurden k ommerzi e ll verfügbare hochlegierte Z u-
satzwerkstoffe mit verschiede n en 𝑀 s -Temperaturen i n mehrlagigen h o chfesten Dickble c h-
schweißungen (2 0 mm, U-Naht) eingesetzt. Der nach Aufbr i ngung der letzten Schweißlage
verbleibende W in kelverzug ze i gt ein Minimum bei 𝑀 s ≈ 2 50 °C (Bi ld 2 .9). Die mit Hilfe der
Bohrlochmethode in Nahtmitt e e rmittelten SE weisen bezüglich de r Längs - und Querk o m-
ponente ein ausgeprägtes Druckmax i mum für 𝑀 s ≈ 25 0 °C auf (Bild 2. 10 ).
Circa zehn Jahre s päter wurden in [ 115 ] ebenso mehrlagige hochfeste Dickblechschwe i-
ßungen (20 mm, U-Naht) hergestellt, wobei nun speziell entw ick elte LTT-Legie rung e n zu m
Einsatz kamen. Die auch hier mi t Hilfe der Bohrlochmethode in Nahtmitte ermittelten SE
besitzen unter 𝑀 s -Variation einen ähnlichen qualitativen Verla uf i n den Längs - und Que re i-
genspannungen, wobei das Dr uckmaximum für 𝑀 s = 191 °C ausgemacht wurde.

Bild 2.9 Winkel ver z ug für Schweißz usät z e var i-
ierende r
M
s -Temp eratur nach [ 113 ]

Bild 2. 10 Eigenspann ungen für Schweißz usätze
variierend er
M
s -Temp eratur nach [ 114 ]

W ähren d d as in Bild 2.9 auftretende M inim um für de n W ink e lverzug einer Mehrlage n-
schweißung wohl hauptsächlich auf die mi t fallender Um w andlungstemperatur er s t zune h-
menden martensitischen Volumenanteile und mit Einsetzen der unvollständigen Umwan d-
lung abnehmenden Volumenanteile zurückzuführen ist, liegen fü r das Auftreten der Druc k-
maxima k omplexere Vorgäng e zugrunde. Bei zu hoher 𝑀 s -Tempe ratur i st d i e Martensitu m-
wandlung zwar abgeschlossen , jedoch ist zum einen die Volumenexpansion gering er und
zum anderen werden die Umwandlungsspannungen während des noch zu durchlaufenden
Temperaturintervalls bis auf Raumtempe r atur durch zu ne hmende S ch rumpfspannungsa n-
teile bis in d en Zu gspannungsbereich hinein kompensiert (Abschnitt 2.2 .2) . Bei zu niedriger
𝑀 s -Tempe ratur ist d ie Umwandlung bei Erreic h en der Rau mtemperatur nicht a bgeschlo s-
sen. Dies hat zur Folge, dass d ie Menge des um gew an delt en Volumens gering ausfällt und
sich die Druckspannungen nicht voll ausbilden könne n. Z u dem verursacht eine zunehmend
unvollständige Um w a ndlung einen anwachsenden Anteil von Restaustenit, dessen gege n-

24
über der martensitischen Phase ge ring ere W a rmstreck gren z e einen erheblichen Einfluss
auf das erreichbare Spannungsniveau erw a rten lässt .
W eiter e umfangreiche Untersuchungen zur SE -Ausbildung i n Mehrlagenschweißunge n
unter Einsatz verschiedener LTT-Legieru ngen mit variierenden 𝑀 s -Tempera turen (Bild 2.8 )
wurden in [ 61 ] du rchgeführt. Auch hier führen sinkende 𝑀 s -Temperaturen zur Ausbildung
eines Druckmaximums. Im Gegensatz zu den Unters uchun g en i n [ 114] s tellte sich jedoch
eine ge ringere Abhängigkeit des Druckspannungsniveau s von den 𝑀 s -Temperatur en ein . In
[ 61 ] gelang es erstmals , die martensitischen und austenitischen E i genspannungsanteil e
des sich einstellenden Fest p hasengemischs mit Hil fe von winkeldispersiven In -Situ-
Beugungsexperimenten g e trennt zu ermitteln. Der Autor schlussfolgert, dass der sich ei n-
stellende Makroeigenspannungszustand durch das relativ g e ringe Eigenspannungsniveau
der Austenitphase limitiert w ird und die Höhe des letztendlich verbleibenden M arko eige n-
spannungsniveaus eindeutig vom Restaustenitgehalt bestim m t wird.
Beim Schweißen mi t Zusatzwerks toff tritt im Schmelzbadbereich stets eine Aufmischung
des Zusatzwerkstoffs mit dem Grundwerkstoff auf [ 34 ]. W erden also niedriglegierte Grun d-
werkstoffe m it LTT-W erkstoffen verschweißt, so weist da s Schweißgut gegen ü ber dem
reinen LTT- W e rkstoff einen niedrigeren L egierungsgehalt und s omit eine differente 𝑀 s -
Temperatur auf. Deshalb liegt es nahe, dass die Aufmischu n g in d ie Be w ertung der Eige n-
spannungs- und Verzugsausb ildung beim Einsatz von LTT- Legie rung e n einbezogen we r-
den sollte, da j a gerade diese W erkstoffe auf Grund ihrer gezielt eingestellten 𝑀 s -Temper -
aturen zur Verringerung der SE und SV verw endet werden sollen.
Im Folgenden wird nun zuerst der Einfluss der Aufmischung auf die sich einstellenden 𝑀 s -
Temperatur en betrachtet. D a bis Dato in der Literatur keine hin reichend experimentell a b-
gesicherten Unt e rsuchungen zum Einfluss der Auf m ischung auf die SE un d SV zu finden
sind, wird anschließend versucht über entsp rechend e Analogien die möglichen Auswirku n-
gen aufzuzeigen.
In [ 116] weisen chemische Analysen am Schweißgut ein lagig und zweilagig herg estellter
Schweißverbindungen eine e r hebliche Reduktion der Legierungselemente 𝐶𝑟 und 𝑁𝑖 auf .
Als Grundwerkstoff diente ein h ochfester, niedriglegierter (H SL A) Fei nkornbaustahl W eldox
700 . Fü r die einlagigen Schweißungen wurde d iesbezüglich eine Reduk tion im Schw eißg ut
mit b is zu - 35 % a usgemacht. Im Fall der zweilagige n Schweißverbindungen ist e ben so
eine Aufmischung zu beobachten, welche jedoch mit - 11 % geringer ausfällt . Eine Gege n-
überstellung d er 𝑀 s -Temperaturen mit und o hn e Aufmischung wurde leider nicht durchg e-
führt. W endet man jedoch die in [ 116 ] vorgeschlagene 𝑀 s -Gleichung auf die jew ei ligen
chemischen Zu sammensetzungen an, so fol gt für die ei nl a gige Schweißung eine gege n-
über dem reinen LTT-Schweißgut erhöhte 𝑀 s -T emperatu r um Δ𝑀 s = + 96 K und für die
zweilagige Schweißverbindung eine Erhö hung um Δ𝑀 s = + 17 K. Auf Grund der verw end e-
ten Methode der Funkens p ektralanalyse, w el che nur eine integrale Erfassung der c hem i-
schen Elemente im aufgemischten Schweißgut ermöglicht, wurde im Fa ll der zw e ilagigen
Schweißverbindung nicht zw i schen d en Legie rung s gehalten de r ersten und der zweiten
Schweißraupe unterschieden. Neben de r Ve ränderung der 𝑀 s -Temperaturen muss an
dieser St e lle auch auf d ie mö g lichen un terschiedl i chen Aufmischungsgrade zwischen den
einzelnen Sc hweißraupen i n M eh rlagenschweiß ungen hingewiesen werden. Eine se parat e
Bewertung des Aufmisch ung s einflusses auf die Verteilung der SE im Volumen de r

25
Schweißverbindungen wurde nicht vorgenommen. Der SV w urde nicht untersucht.
Ein weiteres Beispiel für den im mensen Ein fluss der Auf mischung auf die effektive 𝑀 s -
Temperatur lässt sich in [117] finden. Hier w u rden drei der in [ 61 ] (B i ld 2.8 ) entwickelten
LTT-Legierungen mit variierendem Nickelgehalt zur Herstellung von einlagigen Proben für
den Tekken-Test [ 118 ] eingesetzt. Als Grundwerkstoff diente der HSLA -Feinkornbaustahl
S960Q. Die 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Gehalte des einlagigen Schweißguts der mit z wei von diesen LTT-
W er kstoffen hergestellten T ekken -Proben wurden mitte l s energiedispersiver Rön tgenspek t-
roskopie bestimmt. Auch hier tri tt di e Auf m ischung m it - 25 % beziehungsweise mit - 17 %
verhältnismäßig sta r k au f, was zu sig nifikant veränderlich en 𝑀 s -Temperaturen zwischen
dem reinen und a ufgemischten Sch w eißgut führt. Da hie r keine separate Bestimmung der
𝑀 s -Tempe ratur d es au fge m ischten Schw e ißgutes stattfand, wird die für diese 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -
Gehalte n och gültige Gleichung 2. 18 ange w a ndt (Tabelle 2.2). Ei ne Eigenspannungsanal y-
se am Tekken-Probenmaterial wurde nicht durchgeführt.
Die eben angeführten Be trachtungen zur Au fmischung bezogen sich auf ei ne angenomm e-
ne 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Gleichverteilung im jeweilig a ufgemischten Schweißgut. Die s li egt einerseits an
den nur punktuell vorgenommen c hemischen Analysen mittels energiedispersiver Röntge n-
spektroskopie oder an den nur integral erfassbaren 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 - W erten durch Anwendung d er oft
eingesetzten Funkenspektralana lyse. Da jedoch während des Sc hweißprozesses von einer
inhomogenen Schmelzbadströmung ausgegangen werden mu ss, liegt es n ahe, eine ma k-
roskopisch diskontinuierliche Verte ilung de r Legierungselemente innerhalb einer Schwei ß-
raupe anzunehmen. Diese Diskontinui tät würde letztendlich zu einer inhomogenen, zeitlich
und örtlich v e rsetzten ma rtensitischen Umwandlung innerhalb der einzelnen Sc hweißraup e
führen und somit unerwartete, lo kale Eigenspannungsausp rä gungen verursachen. Eine n
Hinweis auf die Richtigkeit dieser Annahme könnte das nun folgende Fallbeispiel liefern.
Tabelle 2.2 Aufm ischung von Tek k en-Schwei ßgutproben [ 117 ]
reines
Schweißgut

gemessene
𝑴 s -T emperatur

aufgemischtes
Schweißgut

berechnete
𝑴 s -T emperatur

A u fmischung

𝚫𝑴 s

𝐶𝑟 = 10 w t %
𝑁𝑖 = 8 wt %

184 °C

𝐶𝑟 = 7,59 w t %
𝑁𝑖 = 5,89 w t %

247 °C

-25 %

+63 K

𝐶𝑟 = 10 w t %
𝑁𝑖 = 10 wt %

90 °C

𝐶𝑟 = 8,15 w t %
𝑁𝑖 = 8,51 w t %

204 °C

- 17 %

+114 K

Unter Anwendung von drei versc hiedenen Zusatzw e rkstoffen mi t zunehmenden Legi e-
rungsgehalt wurden am Welding Research In s titute (VUC) einlagige ERC-Proben (ERC -
elastic rigid cracking) an einem HSLA-Grund w e rkstoff We ld ox 700 angeferti g t [ 119 ] . Die per
Funkenspektralanalyse an den Nahtquerschliffen ermittelten chemischen Zusammense t-
zungen (Tabelle 2.3 ) führen b ezüglich der 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summen a uf Aufm ischungen mit - 34 %
(a), - 39 % (b) und - 31 % (c), was wie in d en vorherigen Fallbeispielen auf stark unterschie d-
liche 𝑀 s -Tempe raturen zwischen re inem und aufgemischten Schweißgut fü hren mu ss. Am
unbelasteten Probenmaterial w u rden a uf Höhe der i n Bild 2. 11 eingezeichneten Messpos i-
tion SE -Messungen mit Hilfe von Neu tronenbeugung durchgeführt. Die mit einem M e ssv o-
lumen von 2 x 2 x 2 mm 3 erfassten SE -Komponenten sind in Bild 2. 12 dargestellt. Die A n-
wendung de s am höchsten legierten Zusatzwerkstoffs ‚c ‘ sollte im Vergleich zu de n Fällen

26
‚a‘ und ‚b‘ th eoretisch auf eine Verri ngerung des Eig enspa n nungsniveaus im S chmelzba d-
bereich führen. Jedoch weist diese Schweißverbindung hier ausgeprägte Zu gspannung s-
maxima für alle drei SE -Komponenten auf. Bei genauerer Betrachtung des Schweißguts in
Bild 2. 11 fällt auf, dass sich durch di e (un bekannte) Ätzung zwei diskret getrennte Bereiche
(Grenzfläche) m it unterschiedlichen Graustufen ergeben, w elc he in d en aufgemischt en
Schweißgütern ‚a‘ und ‚c‘ ni ch t zu be obachten sind [119]. Unter der Ann ahme, dass hierfü r
signifikant unterschiedliche Legierungsverteilungen in nerhalb des Schweißguts veran tw or t-
lich sind, würden fü r die durc h die Grenz fläche getrennten Bereiche unter schiedliche 𝑀 s -
Temperaturen resultieren, was wiederum während der Abkühlung zu i nhomogenen, das
heißt zeitlich und räumlich versetzten martensitischen Umwandlungen führt. Nach [ 57 ]
können die i n d en jeweils zuers t umwandelnden Bereichen b ereit s aufgebaute n Druck -
spannung en durch die nachfolgen de, in den später umw andelnden angrenzend en Bere i-
chen auftretende Vol umenexpansion bis i n den Zugspannungsbereich abgebaut werden.
Auf Grund der 60 °-V-Nahtvorbereitung liegt es n ahe, f ür den unteren Bereich de s
Schweißguts eine gegenüber dem obe ren Bereich höhere Aufmischu ng mit dem Grun d-
werkstoff a n zunehmen. Dies führt zu einer höhere n 𝑀 s -Temperatur und somit zu einem
gegenüber dem oberen Bereich früheren Einsetzen der martensitischen Phasenumwan d-
lung. Die hieraus theoretisch zu erw a rtenden Zug s pannungen [ 57 ] w erde n durch d ie im
unteren Bereich des Schweißguts durchgeführ ten SE -Messungen der ‚c‘ - Probe b estätigt.
Ein Nachweis für d ie im oberen Bereich zu erw artenden gering eren (Druck-)Spannunge n
wurde auf Grund fehlender SE -Messungen nicht erbracht.

Tabelle 2.3 Che mische Zusamm ensetz ung der VUC-ERC-
Proben aus [ 119 ] , reines und au fgemischtes Schwei ßgut

𝐶

𝑀𝑛

𝑀𝑜

𝐶𝑟

𝑁𝑖

rein

0,045

2,2

0,63

0,45

3,1

aufge m ischt

0,1

1,85

0,39

0,42

1,94

rein

0,035

0,55

0,48

0,89

12,3

aufge m ischt

0,07

0,74

0,34

0,77

7,25

rein

0,089

1,35

0,04

8,98

8,56

aufge m ischt

0,106

1,29

0,02

6,29

5,81

Weldox 70 0

0,14

1,0

0,019

0,37

0,057

Bild 2. 11 Nahtquerschli f f einer LTT-
VUC-ERC- P robe [ 119 ] (Tabe ll e 2. 3)

Bild 2. 12 Eigenspannungsver teilung in VUC-ERC-Proben [ 119 ] dur c h Ne utronenbeugun g auf
Höhe de r Messposition in Bil d 2 . 11 erm it telt

27
Einen weiteren Hinweis fü r die Aus wirkung eines innerhalb von Schweißnähten z eitlich und
örtlich variierenden martensitischen Umwandlungs ver ha ltens auf die SE lässt sich beispie l-
haft in [ 120] finden, wo dreilagige U-Nahtsch w eißungen an einem 15 mm starken HSLA-
Grundwerkstoff We ldox 700 mit 8 mm Fugen tiefe realisie rt wurden. Zwar lässt d ie dort
genannte The m atik eine systematische Untersuchung bezüglich Aufmischung vermuten ,
doch k ann dies bei g enauere r Betra chtung nicht bestä tigt w e rden, da es n icht zu chem i-
schen Analysen an den aufgemischten Schw ei ßgütern kam . W eiterhin is t auff ällig, dass der
Autor zwar den Ei nsatz eines s tark hochlegierten LTT - W erkstoffs zur Kompensation der
Aufmischung empfiehlt, dieser jedoch nicht a ls W u rzellage in Kombination mit den ebenfalls
in dieser Arbeit e i ngesetzten nie driger legie rteren LTT-W erkstoffen für d ie Zwisch en- und
Decklage e in ge setzt wurde . D en noch können die mittels Neutronenbeugung ermit telten S E
an zwei Sch w eißungen mi t dem Lagenaufbau aus Tabelle 2.4 zur Bewertung des inhom o-
genen Umwandlungsverhaltens h eran gezogen werden. Die Neutronenmessungen w urd en
mit variierenden M ess volumen v o n 2 x 2 x 2 mm 3 und 3 x 3 x 3 mm 3 d urchgeführt (Bi ld
2. 13 ). Die resultierenden Längseigenspannungen sind in Bild 2 . 14 darge s tellt. W ährend
sich im Schw e ißnahtbereich der Schweißverbindung ‚a ‘ bereits für e ine Messtiefe vo n -2,5
mm Zugspannungen einstelle n , so is t fü r die Schweißverbindung ‚b‘ die druckspannungse r-
zeugende W irkung der obere n , h öher legierten LTT-Deck lage d eutlich ersichtlich. Beme r-
kenswert ist, dass s ich hier abw e ichend zu Fall ‚a‘ bereits in der Messtiefe von -5 mm um
~200 MPa h öhere Z u gspannungen ergeben, was ebenso f ür die M ess tiefe von -7 ,5 mm z u
beobachten ist. Die in Bild 2. 13 eingezeichneten M esspo si ti onen lassen den Schluss zu,
dass die in der Schweißnaht du rchgeführten Messun gen in der Tiefe von -5 mm k napp
unterhalb der G renzfläche und somit im Au s tenitisierungsbereich der ob eren De ckla ge
liegen, womit zumindest der obere Teilbereich der Zw is chenlage im Zuge der Ab k ühlung
der Deckla ge e rneut martensitisch umwandelte. Auf Grund der d ifferierenden L egierung s-
gehalte (Tabelle 2.4) muss te das Einsetzen der m artensitis c hen U mwandlung im betroff e-
nen Bereich der Zwischenlage zeitlich versetzt und bei höheren Temperaturen erfolgen. In
Analogie zu dem vorhergehenden e r läuterten Fallbei s piel aus [1 19] (Bild 2. 11 / 2 . 12 ) sollten
demnach für -5 mm erhöhte (Zug -)Spannungen resultieren, was durc h die M ess ergebnisse
in Bild 2. 14 bestätigt wird. Auch zeigen die in [120] dargestellten Kontourplots der Quere i-
genspannungen für diese M es stiefe im Vergleich zu Fall ‚a‘ stark erhöhte Zugs pannungen.

Tabelle 2.4 Chemische Zusam mensetz ung des reinen
Schweißgu t s einer 3-lag igen U-Nah t [ 120 ]

𝐶

𝑀𝑛

𝑀𝑜

𝐶𝑟

𝑁𝑖

Decklage

0,12

1,5

0,85

0,7

2,8

< 0,02

< 2

< 0,1

15 - 18

6 - 8

Zwischenlag e

0,12

1,5

0,85

0,7

2,8

W u rzellag e

0,12

1,5

0,85

0,7

2,8

Weldox 70 0

0,15

0,98

0,15

0,25

0,043

Bild 2. 13 Quer schliff einer 3-lagig en U-
N aht [ 120 ] (Tabelle 2 . 4)

Bild 2. 14 Eigenspa nnungsver teilung 3-lagiger U-Nähte [ 120 ] durch Neutronenb eugun g auf Höhe
der Messpos it ion in Bil d 2. 13 erm ittelt

2.4.2.2 Schweißexperimente - Schweißverz ug
Die ausgeprägte Volumenexpansion w äh rend der martensitischen Umw an dlung von LTT -
Legierungen legt nahe, diese al s Zusatzwerkstoffe zum Zwecke d er Verzugsminimierung
einzusetzen. Bezüglich des W inkelverzugs ist nach d en in [ 113 ] (Bi l d 2.9 ) ers tmals an
M e hrlagensch w e ißungen (U -Naht) systematisch durchgeführten Untersuchungen von einer
zunehmenden Verzugsreduktion mit geringer werdender 𝑀 s -Te mperatur auszugehen. Bei
weiter abnehmender 𝑀 s -Temperatur kann der LTT-W erkstoff b i s zum Erreichen der Rau m-
temperatur nicht mehr vollständig umwandeln, wodurch die verbl eidende Volumenexpans i-
on zune hmend geringer ausfällt und sich so mit eine geringere Reduktion des W inkelve r-
zugs einste llt. Dies füh rt letztendlich nach der i n Bil d 2.9 da rgestellten Aus bildung eines
W ink e lverzugsminimums.
Die m ögliche W irkung der ausgeprägten ma rtensiti schen Volumenexpans ion des Zusat z-
werkstoffs zur Red uktion d es W i nkelverzugs lässt sich durch Unters uchungen in [1 21] b e-
stätigen. Hier wurden 6 mm starke Gru nd w e rkstoffb leche pe r latent sch rumpfender Stump f-
stoßkonfiguration ohne Nahtvorbereitung und mit vernachlässigbarem Spaltmaß mittels
einlagigem MAG-Verfahren verschweißt (Blindnaht) . Als Gru ndwerkstoff kam entweder der
austenitische Stahl 304L oder ein mittelfester niedriglegierter Stahl zum Einsatz. Dies e
wurden jeweils m it einem rein au stenitischen Zusatzw erkstoff und einer L TT -Legierung mit
gleicher Streckenenergie von 1 kJ/mm verschweißt. Für den LLT- W erkstoff folgt mit de m für
das reine S ch w eißgut angegeben 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Gehalt von 𝐶𝑟 = 12,7 wt % und 𝑁𝑖 = 5,2 wt % eine
nach Glei c hung 2. 18 berechnete 𝑀 s -Temperatur von 𝑀 s = 203 °C. Für den Fall des austen i-
tischen Grun dwerkstoff s fällt d ie Redukt ion de s W inkelverzugs d u rch Anwendung d es LTT -
W er kstoffs mi t -4 % wesentlich geringer aus wie für den Fall des mittelfesten Grund w e r k-
stoffs. Bei Letzterem ergab sich unter An wendung d es aust e nitischen Zusatzw erks toffs ein
verbleibender W inkelverzug m it 3,6 °, während der Einsatz der L TT-Legierung mit einem
verbleibenden W inkelverzug von 1 ° eine Reduktion um - 72 % erwirkt. Diese Extrembeispi e-
le zeigen das Potential der verzugsreduzierenden W i rkung durch die Volumenexpansio n
von LTT-Zusatzwerkstoffen auf. Zudem wird off ens ichtlich, dass neben der reinen LTT-
W ir kung auch das Umw a ndlungsverhalten be ziehungsw ei se die Volumenex pans ion der
Grundwerkstoffe einbezogen werden muss, wenn die verzugs reduzierende W irkung von
LTT-Legierungen eingeschätzt werden soll. Auf Grund fehlender Nahtquerschliffe ist es

29
leider nicht möglich festzustellen, ob es jew eils zu einer Durchschweißung und gleichmäß i-
gen Schmelzbadgeometrie kam, d eren mögliche Variation e benso einen Einfluss auf die
Verzugsausbildung nehmen kann .
Der gesamte SV setzt sich aus einer Überlagerung von mehreren Grundtypen der Schw ei ß-
formänderung zusammen. Auf Grund der in alle n Raumrichtungen auftretende n Volume n-
expansion müsste der Einsatz von LTT -L egierungen auch zu einer signifik anten Reduktion
der L äng s schrumpfung führen . Für den Fall der e ben erläut e rten Blindnaht muss die Vol u-
menexpansion des LTT-Zusatzwerkstoffs auf der Oberseite de r Schweißverbind ung eine
Schubwirkung i n Längsrichtung verursache n, welche auf der Unterseite nicht a uftritt. Die
hieraus resultierenden, über di e Blechdicke unterschiedlichen Volumendehnungen des
Schweißguts und des Grundw erks toffs müsst en s o mit i n diesem Fa l l theoretisch zu ein er
Verstärkung des Biegeverzugs führen, w el cher jedoch in [ 12 1] nicht untersucht w u rde.
Eine Analyse zum Einfluss d er 𝑀 s -Temperaturen von LTT-Zusatzw erk stoff en auf den ve r-
bleibenden W in kelverzug von Blindnahtschweißungen wurde in [ 122 , 123] durchgeführt. Als
Grundwerkstoff diente der mittelfeste niedriglegierte Stahl ASTM A36, welcher in unte r-
schiedlichen Blechstärke n z u m Ein s atz k am. Die in Tabelle 2 .5 a u fgeführten Zusatzwer k-
stoffe wurden mit der gleichen Strec kenenergie per B l indschw eißun g auf den in d er Blec h-
stärke variierenden Grund w erkstoff aufgetragen , während d ie zw ec kmäßig angepassten
Schweißparameter e ine vollständige Durchschweißung der Blech e verhinderten . Die Ä nd e-
rung de r W inkelverzüge sind in Bild 2. 15 dargestellt. Da es nicht zur Bestimmung der ch e-
mischen Zusammensetzung des aufgemischten Schweißguts kam, werden die in Bi ld 2. 15
eingetragen 𝑀 s -Temperaturen durch Anw e ndung von Gleichun g 2 . 18 an den in Tabelle 2.5
gegeben en Zusammensetzungen (mehrlagiges Schweißgut) b erechnet.

Tabelle 2. 5 Chemis che Zusamm enset z ung
von Schweißgu tproben nach [ 122 ]

𝐶

𝑀𝑛

𝑀𝑜

𝐶𝑟

𝑁𝑖

konven-
tionell

0,09

1,02

0,01

0,05

0,03

LTT -1

0,08

1,28

1,74

1,12

1,92

LTT -2

0,06

1,19

1,79

3,57

0,45

LTT -3

0,11

1,07

2,11

0,97

5,83

LTT -4

0,11

1,09

0,5

9,04

2,98

Bild 2 . 15 Ände rung de s W inkel ver z ugs v on Blin d-
nahtschwei ßungen nach [ 122 ] (Ta belle 2.5)

In Bild 2. 15 ist es offensichtlich, dass sich de r W in k elverz u g mit abnehmender 𝑀 s -Tem-
peratur der LTT-Zusatzwerkstoff e verringert. Zugleich vergrößert sich d i e relative Änderung
des W in k elverz ugs mit zun ehmender Blechstärke. Die teilweise sehr ge r ingen Differenzen
der 𝑀 s -Tempe raturen lassen den Schluss zu, da s s die zugehörigen, relativ großen Änd e-
rungen des W in kelverzugs nicht allein bei den Umw a ndlungstemperaturen z u suchen s ind .
Eine Analyse der Schweißp arameter offenbart, dass zwischen den einzelnen Sc hweißpr o-
zessen eine Varianz von bis zu 20 % i n den Abschmelzleistungen be steht, was m ithin zu
ungleichförmigen Schmelzbadflächen und d i fferenten W ärmev erteilungen unter den einze l-

30
nen Blindnahtschweißungen führt. Eine Analyse de s Biegev e rzugs wurde auch hier nicht
vorgenommen.
I n [124] wurde mit einer latent schrumpfenden T-Stoßkonfiguration ein komplexerer Fall zur
Ausbildung des W inkelverzugs untersucht. Hierbei kam es mittels W IG-Verfahrens zur
Verschweißung von Grundw e rkstoffblechen eines HSLA -Stahls in unterschiedl ichen Blec h-
stärken. Die einlagigen Schweißraupen wurden n acheinander erst in einer Richtung und
dann in der gegenläufigen Richtung aufgetragen, w obe i je Stoßkonfiguration Zu s atzw e r k-
stoffe mit variierenden Umwandlungstemperaturen zum Ein satz kamen. Zu dem wurden je
nach Zusatzwerkstoff die Schw ei ßparameter wie Schweißg eschwindigkeit und Wärmeintrag
variiert, wodurch eine flächige Anbindung des T-Stegs gew äh rleistet w erden s ollte.
In Bild 2. 16 ist der optosensorisch erfasste transiente W in kelverzug eines 9 mm starken T -
Stoßes gegeben, welcher aus der Anwendung der in Tabelle 2.6 enth altenen W er ks tof fe
resultiert. Unte r den gegebenen Sc hweißbedi n gungen bildet der LTT-Zusatzwerkstoff mit
dem Grundw e rkstoff ein Overmatching und der konventionelle Zu satzw erk stoff mit dem
Grundwerkstoff ein Undermatching (Tabelle 2 .6) . Der LTT-Einsatz erwirkt dabei e ine R e-
duktion des verbleibenden W inkelverzugs v on - 25 %. Mit Hilfe de r Optosensorik wurden
auch di e Verschiebungen der Eckpunkte der Grundplatte vermessen, wa s in Verbindung
mit dem m ittig auftretenden W inkelverzug a u f die Durchbiegung s chließen lässt. Die An a l y-
se der Messdaten zeigt keinen signifikanten Unterschied in den verbleibenden Durchbi e-
gungen bei Einsatz der beiden unterschiedlichen Zu s atzwerkstoffe au f.
W ie in Bild 2 .9 bilde t sich e in Minimum im W inkelverzug bei Variation der 𝑀 s -Temperaturen
aus, w obei dieses jedoch i m Berei ch von 𝑀 s ≈ 400 °C ± 50 K a uftritt (Bild 2. 17 ). Der ve r-
bleibende W inkelverzug bei zusätzlicher Variation der Blechstär ke ist in Bild 2. 18 über
einen W ä rmeparameter aufgetragen, welcher aus dem Quotienten der je w e iligen Strecke n-
energie un d d em Quadrat der Blechstärke gebildet w ird . Vor dem Erreichen d es e ing e-
zeichneten W in k elverz u gsmax imu ms is t die Reduktionswirkung der L TT -L egierungen g e-
genüber dem konventionellen Zusatzw erksto ff klar zu erkennen. Mit weiter abnehmender
Blechstärke ab d = 6 mm geht die verzugs kompen sierende W irku ng der LTT-Legierungen
verloren. Bemerkenswert ist, dass sich für d = 4,5 mm sogar erhöhte W ink e lverzüge du rch
den LTT - Einsatz ergeben.

Tabelle 2.6 E igenscha f ten de s a ufgemischten
T-Stoß-Sch w eißgu t es und Grund w erksto f fs
(Bild 2. 16 ) nach [ 124 ]

𝑀 s in °C

𝑅 p, 0 ,2 in MPa

konven-
tionell

„720“

≈ 450

LTT -a

380

≈ 1000

Grundwer k-
stoff

„520“

≈ 750

Bild 2. 16 Winkel v erz ug eine s T-Stoßes nach [ 124 ]
mit Zusatz werkstoffen aus

Bild 2. 17 W in k elverz ug der T -Stöße in A bhän gi g-
keit der
M
s -Temp eratur der Zusatzwerk s toff [ 124 ]

Bild 2 . 18 W ink el verz ug der T- St öße in Abhä ngi g-
keit des W ärme parameters nach [ 124 ]

2.4.2.3 Numerische Experimente
Die Qualität n umerischer Schw ei ßexperimente hä ngt entscheidend von der experimentellen
Validierung u nd dem vollzogenen Modellaufbau ab [8 , 12 ]. Als Validierungskriterien sollten
dabei die SZTZ, die Schmelzbadgeometrie, die Festphasenverteilung un d insbesondere die
SE in Verbindung mit dem SV herangezogen w erden. In den Modellaufbau fließen die M a-
te rialkennwerte, M ate rialmodelle, Gittergeometrie s owie die gewählte Berechnungsmeth o-
dik ein, deren Offenlegung erst die Nachvollziehbarkeit der erzielten Ergebnisse gewäh r-
leistet. Es i st wohl sicherlich d e r Komplexität und dem Aufwan d geschuldet, das s die i n der
Literatur verfüg baren num erischen Untersuchungen zum Thema LTT-Ei nsatz hinsicht l ic h
Validierung und realität s nahem Modellaufbau große Defizi te aufw e isen. Somit sind die
Aussagen der folgenden Literaturschau stets kritisch zu be trachten.
Die materialspezifischen UP -Dehnungsanteile werden umso größer, je größer die vorha n-
den Zwängungs- und Reaktio nsspannunge n sind (Gleichun g 2.1). Da di e ( γ → α )-Umwand-
lung von LTT-Legierungen bei rel ativ niedrigen Temperaturen s tattfindet, ist i n Verbindung
mit den in diesen Temperaturbereichen erh öhten W armfließgrenzen und mit dem be rei ts
hohem Maß an akkumulierten plas tis chen Dehnu ngen von einem hohen Spannungs z u-
stand auszugehen. Somit scheint e s zwingend, d en umwandlungsplastischen Dehnungsa n-
teil innerhalb der t he rmomechanischen Modellierung (Gleichung 2. 10 /2. 17 ) für S chwei ß-
struktursimulationen un ter Einsatz von L TT-Legierun gen zu berücksicht igen. Hie rzu lassen
sich in [ 77 , 79 ] numerische Untersuchungen zum Ein flu s s der UP f i nden, w obei es i n be i-
den Fällen mit e igens entwickelter FEM-Software zur Nach bildung von zusatzwer k-
stofffreien Blindschweißungen mit LTT-Legierungen als Grundwerkstoff kam.
Die validierungsfreie An a lyse in [ 77 ] bezieht s ich a uf den Einfluss der UP unte r Variation
des UP-Parameters 𝐾 auf di e SE. Durch die 𝐾 - Variation wurde fes tgestellt, dass mit größer
wer dendem 𝐾 -W ert d ie an der Blec hoberseite ausge werteten Län gs- und Quereigenspa n-
nungen i m Schmelzbadbereich verstärk t relaxieren und somit die UP ei nen signifikanten
Einfluss auf d as verbleibende SE -Niveau ausübt . Ein m erklicher UP -Einfluss innerhalb der
W EZ konnte nicht ausgemacht werden. Der Autor sch lussfolgert, dass e s notwendig ist de n
𝐾 -Parameter ma terialabhängig zu bestimmen und die UP im Modell aufbau zu berücksicht i-
gen. W ei terhin wird di e W ichti g keit betont, zukünftige Be r echnungen an validierten Mode l-
len durchzuführen.

32
In [ 79 ] kam ebenso e in nicht validiertes Modell zur Anwendung, wobei es d ieses Mal nur zu
Berechnungen mi t und ohne UP kam und ein realität snaher 𝐾 -Parameter verw en det wurde.
Ohne UP wurden auf d er Blechoberseit e im Schmelzbadbereich max imale Längseige n-
spannungen mi t 𝜎 XX = -500 MPa und maximale Quereigens pannungen mit 𝜎 YY = +300 MPa
berechnet. Die Berücksichtigung der UP führte mit 𝜎 XX = -150 MPa u nd 𝜎 YY = +50 MPa auf
eine wesentlich stärkere Re l ax ation der M aximalwerte als in [ 77 ]. Da die Ausw ertu ng mittig
in Nahtlängsrichtung erfolgte, sind keine Rückschlüsse zum UP -Einfluss in der W EZ m ö g-
lich . Zudem wurde der SV ber e chnet. Die Konto urplots lassen erkennen, d a ss der Einfluss
der UP zu einer starken Redu zierung des W in k elverzugs und der Durchbiegung führt.
Der Einfl uss der 𝑀 s -Temperatur von LTT -Zusatzwerkstoffen a uf die SE -Ausbildung einer
einlagig v e rschweißten und latent sc hrumpfenden Stumpfstoßkonfiguration wurde in [ 125 ]
per ei gens entwic k elter FEM- Software u ntersucht. Hier w u rde ein MIG-Prozess an einem
HSLA-Grundwerkstoff mit 4 mm Blechstärke und 3 mm Sch w eißnahttiefe n achgeahmt ,
wobei der Grund w erkstoff und die LTT -Zusatzwerkstoffe bis auf die 𝑀 s -Tempe ratur gleich e
thermophysikalische Materialkennwerte aufweisen und bei Rau mtemperatur eine Strec k-
grenze von ~5 00 MPa bes itzen. Ob das Phänomen der UP berü cksichtigt w urde und w ie
das U mwandlungsverhalten des Grundwe rkstoffs modelliert w urde i s t nicht angegeben .
Experimentelle Validierungsdaten w erde n nicht a ufgezeigt. Die auf de r Oberse i te in M itte
der Schweißverbindung q uer zur Naht verlaufenden SE -Komponenten 𝜎 XX un d 𝜎 YY s ind in
Bild 2 . 19 au fgezeigt, wobei die grauen F l ächen den Schmelz b adbereich darstellen. Die 𝑀 s -
Variation im Bereich von 100 °C ≤ 𝑀 s ≤ 750 °C führt bei sinkender 𝑀 s -Tempe ratur zu einer
deutlichen Abnahme von 𝜎 XX im Schmelzbadbereich bis zu einem Druckspannungs niveau
von 𝜎 XX ≈ - 450 MPa, während die maximalen Zugspannungsw e rte von 𝜎 XX innerhal b der
W EZ davon ka um beeinflusst werden. Zudem is t eine Verschmälerung des Bereichs der
maximalen Zugspannungen innerha lb d er W EZ mit fallender 𝑀 s -Temperatur vorhanden. Im
Gegensatz da zu ist 𝜎 YY innerhalb des Schmelzbadbereichs mit Δ𝜎 YY ≈ - 50 MPa nur
schwach veränderlich, während in d er W EZ mit Δ𝜎 YY ≈ -150 MPa ein stärkerer 𝑀 s -Einfluss
sichtbar wird. Es z eigt sich, dass fü r 𝜎 XX und 𝜎 YY das Druckmaxim um bei 𝑀 s = 15 0 °C au f-
tritt, da hier mit 𝑀 f = 35 °C noch eine vollständige Umwandlung v orl iegt.

Bild 2. 19 Eigen spann ungen unter
M
s -Variation einer einlagigen Stump f stoßverbind ung [ 125 ]
Der bereits in B il d 2 . 15 d iskuti erte Fall zum experimentell bestimmten Einfluss de r 𝑀 s -Tem-
peraturen von L TT-Zusatzw erk stoffen auf d en verbleibenden W inkelve rzug von Blin d-
nahtschweißungen w urd e mit Hilfe d es FEM-Soft warepakets SYSWELD ® auch s i mulativ

33
nachgebildet [122 , 123 ] . Es zeigen sich zum Tei l exzellente Übe reinstimmungen zwischen
den experimentell und numerisch berechneten W inkelverzügen. Auf Grund de s vollständ i-
gen Fe hlens von sonstigen Validierungen und einem völligen Unte rlass zu Angaben der
M o dellbil dung bleibt eine W e rtung der Ergebnisse fragw ürdig. W ei te rhin wurden die b e-
rechneten Längseigenspannungen beispielhaft durch Kon turplots auf der Blechoberseite
gezeigt. Mehr als die qu alitative Aussage, dass die Längseigenspannungen im Bereich de r
Schweißnaht m it geringer wer de nder 𝑀 s -Temperatur der LTT-Zu satzwerkstoffe b is in d en
Druckspannungsbereich hinei n abn ehmen, ist nicht möglich. Zu dem zeigen sich die max i-
mal erreichbaren Druckeigenspannungen w eite stgehend un abhängig von der Blechstärke.
Die geringsten W inkelv erzüge und d ie größten Druckspannungswerte wurden mit dem L TT -
4-Zusatzwerkstoff mit 𝑀 s = 258 °C erreicht (Bild 2. 15 , Tabell e 2.5 ).
Das in [124] untersuchte Schw eiße xperiment eines T -Stoßes (Tabelle 2 .6 . Bild 2. 16 ) wurde
mit Hilfe einer FEM-Softw are nume ris c h nachgebildet und die Er gebnisse zur W inkelve r-
zugsanalyse un ter anderem in [ 126 ] veröffentlicht. Als Berechnungsgrundlage dienten am
T-Stoß-Probenmaterial erfasste Materialkennwerte. Die An alysen der aufgemischten
Schweißgüter lieferten gegenüber den re inen Zusatz werksto ffen Aufmischungen um bis z u
- 35 %, was zu den messtechnisch e rfas s ten Um wandlung s temperaturen a us T ab elle 2.6
führt. I m Rahmen der the rmi s chen Validierung kam e s zur Nachbildung de r jeweiligen
Schmelzbadgeometrien der unterschiedlichen Zusatzw erks toffe, wobei der konventionelle
Zusatzwerkstoff eine grö ßere Querschnittsfläche und ein e größere Ein dringtiefe bezüglich
des Schmelzbades in den Grundwerkstoff aufweist. Ein Ab gleich der auf den Oberseiten
experimentell erfassten SZTZ wurde nic ht durchgeführt. Innerhalb der mechanischen B e-
rechnungen kam es zur Vern a chlässigung de r UP und zur Im plementierung eine s ideal
plastischen Verfestigungsverhaltens.
Die in Bi ld 2 . 16 d argestel lten transienten Verläufe konnten für b eide F älle q ualitativ hervo r-
ragend validiert b eziehungswe i se nachgebildet werden, wobei sich in der Simulation durch
den L TT -Ei nsatz nur eine R eduktion des W i nkelverzugs von - 12 % nach der ersten
Schweißraupe und - 12 % bei de r zw ei ten geg enläufigen Schweißraupe einstellte. Ebenso
wurde die verbleibende Durchbiegung a usgewertet. Abweichend zum realen Schweißfall ,
wo kein LTT-Einfluss a uf die Durc hbiegung ersichtlich w ar, zeigte sich im numerischen Fall
eine 50 %ige Red uktion der Durchbiegung bei Verwendung des LTT -Zusatzwerkstoffs. Ob
dies auf die unterschiedlichen Stre ckgrenzen (Ov ermatchin g, Undermatching - Tabelle 2.6 )
der verwendeten Zusatzwerkstoffe zurückzuführen ist bleibt unklar. Der Au tor gibt hierzu
keine Stellungnahme ab. Ein Vergleich der berechneten Längsschrumpfungen wies die s-
bezüglich eine Re duktion von 90 % im LTT-Einsatz a uf. An den Oberflächen wurden quer
zur Schweißnaht die Längs - un d Quereigenspannungen ohne Val idierung aufge zeigt. Im
Kehlnahtbereich zeigt sich unter LTT -Einsatz eine starke Reduzierung der Ei gen s pa n-
nungskomponenten bis in den Druckspannungsberei ch hinein.
Der numerische Modellaufbau der T-Stoß-Kon figuration w u rde weiterhin genutzt, um den
Einfluss der 𝑀 s -Tempe ratur auf die W in kelverzugsausbildung einer einlagigen Blindn aht-
schweißung zu unte r suchen. Das Schmelzbad wurde m it den gleic hen Parametern wie für
die T-Stoß-Konfiguration un ter LTT-Einsa tz nachgebildet, was be i den 9 mm starke n
Grundwerkstoffen a uf eine Schmel zbadti e fe von z ir ka 3 mm führte . Die unter Variation der
Umwandlungstemperaturen der Zusatzw erksto ffe resul tierenden transienten W inkelverzüge
sind in Bild 2. 20 -l i nks, u nd di e v erbleibenden W inkelverzüge i n Bild 2. 20 -rechts dargestellt.
Auch hier tritt w i e I m Fall des experimentell untersuchte n W inkelverz u gs des T -Sto ßes

34
[ 124 ] (Bild 2. 17 ) ein Verzugsminimum bei 𝑀 s = 40 5 °C auf, was in diesem Fall a uf eine
Reduktion des W i nkelverzugs um bis zu - 20 % führt. Es i st offensichtlich, d a ss sich tro tz
fallender 𝑀 s -Temperatur unter gle ichzeitig vollständiger U mw a ndlung nicht zw angs läufig
eine zunehmende Verri ngerung des SV e rgibt. Dies s teht i m Gegens atz zur Au sbildung
maximaler Druckeig enspannungsniveaus, bei welcher erst ab Einsetzen unvollständiger
Umwandlung eine Spannungs relaxation zu erwarten ist. Die in Bild 2. 20 -links dargestellten
transienten Verläufe der W ink el verzüge zeigen, dass der letztendlich verbleibende W inke l-
verzug auch maßgeblich von dem erreichten Maximalwert abhängt, welcher wiederrum
größer ist, je später die Umwandlung des Zusatzw erk stoffs ein setzt. Die globale Ve rzug s-
größe W in k elverzug hängt also auch von dem durch die Schweißverbindungsgeometrie
bedingte gl obale Schrumpfungsmöglichkeit ab. W e iterhin b leibt festzuhalten, dass die hier
ermittelte Entwicklung der W i nkelverzüge in Abhängigkeit der Umwandlungstemperaturen
in Kontrast zu den anhand einer Blindnaht schweißung in [ 122 ] e x pe rimentell ( Bild 2 . 15 )
beziehungsweise in [122 , 123] numeri sch durchgeführten A nalysen steht. In Letzteren ist
eine s tetige un d größer werdende Abnahme d es W inkelverz ug s bist zu der m ax imal n ie d-
rigsten untersuchten Umwandlungstemperatur von 𝑀 s = 258 °C zu beobachten.
In [127] wurde das eben betrachtete M odel l de r B l indnahtsc h w eißung [ 126 ] verwendet, um
die Ausbildung d es W inkelver zugs in Abhängigkeit des W är m eeintrags unte r Vernachläss i-
gung der Nahtgeometrie zu u ntersuchen. Es folgt, dass die Reduktion des W inkelverzugs
umso größer wird je größer das Verhältnis von Einschweißtiefe zur Platten s tärke ist.

Bild 2. 20 Winkel ver z ug von Blindna htschweißun gen unter
M
s -Varia t ion nach [ 126 ]. Links – tra n-
siente Au s bildung de s Winkelverz ugs, re c hts – verbleibende r Winkelverz ug
Fazit „ Einflüsse auf die Eigenspannungs- und Verzugsausbildung “
Aus dem Schrifttum g e ht hervor, dass für die Verrin g erung von Schrumpfeigenspannungen
bis in den Druckspannungsbereich hinein der Einsatz von L TT -Legierungen als zie l führend
anzusehen ist. Dabei sollte die 𝑀 s -T emperatu r des aufgemischten Schweißgutes bei
200 °C ≤ 𝑀 s ≤ 3 00 °C liegen, damit bei Abkühlung auf Raumtemperatur ein e noch mö g-
lichst vollständige Umw an dlung vorliegt. Bei niedrigeren 𝑀 s -Temp eraturen i st zum einen
der Anteil de s schrumpfspannungskompensierenden Umwandlungsv olumens zu gering und
zum ande ren w ird d er sich eins tellende M akroeigenspannungszustand zune hmend vom
Restaustenitgehalt limitiert.
Die w äh rend der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung auftre te nde Volumenexpansion der LTT-Zusatzwerk-
stoffe kann gezielt zur Reduktion des SV eingesetzt werden. Da s ich die globale S chwei ß-

35
formänderung aus de r Überlagerung einzelner Grundtypen des SV zus ammensetzt, muss
dabei un terschieden werden, welcher Grundtyp reduziert w erden soll. Experimentelle u nd
numerische Untersuchungen bestätigen, dass die Reduktionswirkung nicht allein vom
Ausmaß der Volumenexpansi on des Zusatzwerkstoffs abhängt. Hier fließen zusätzliche
Aspekte wie das Um w a ndlungsverhalten des Grundwerkstoffs, die Nahtgeometrie, die
Geometrie d er S ch w e ißkonfiguration, die Blechstärke, die E i nschweißtiefe und der W ärm e-
eintrag ei n. Bei einem vorgegebenen Ensemble d ieser As pekte s cheint es teilweise mö g-
lich, d urch die W ah l einer bestimmten 𝑀 s -Temperatur der LTT-Zusatzwerkstoff e ein ze l ne
SV -Grundtypen um bis zu 33 % zu reduzieren.
Die b eim Schmelzschweißen stets auftretende Au fmischung zw i schen n iedriglegierte m
Grundwerkstoff und hochlegierten Zusatzwerkstoff führt zu einem im Schmelzbadbereich
niedrigeren Legierungsgehalt al s er i n den reinen LTT- Zusatzwerkstoffen enthalten ist. Im
einlagigen Schw e ißen führt diese Aufmischung auf eine Verringerung der L egierung s el e-
mente um bis zu 40 %, was e inen erheblichen Einfluss auf di e im Schmelz b adbereich au f-
tretenden 𝑀 s -Temperatu ren nach sich zieht. W egen der inh o mogenen Sc hmelzbadstr ö-
mung muss zudem mit eine r ma kroskopis c h di skontinuier lichen Verteilung der Legierung s-
elemente innerhalb einer jeden Schweißraupe gerechnet w erde n.
Durch Auf m ischung verursachte inhomogene, das heißt zeitl ich und r äumlich versetzt e
Phasenumwandlungen innerhalb d es Schw ei ßguts führen auf nah beieinander liegende
Bereiche mit jeweils hohen Druc k - und Zugspannungen, w o durch si ch i nnerhalb de s
Schweißgutes steile SE -Gradienten ausbilden können. Da dies e mö glicherw e ise sehr gr o-
ßen SE - W erte im Vo lumen des Schw ei ßgutes innerhalb kl ei n er Bereiche au ftrete n, sind für
deren quantitativen Nachweis integrale Messverfahren wie zum Beispiel die Neutrone n-
beugung wegen ihres räumlich begrenz ten Auflösungsvermögens problematisch. Zum
Einfluss der durch Aufmischung verursachten inhomogenen Verte ilung der LTT -Legierungs-
elemente innerhalb von einzelnen S c hweißlagen auf di e A usb ildung von SE und SV s in d
derzeit weder experimentelle noch numerisch e Untersuchun gen zu finden.
M i ttels validierungsfreier Untersuchungen wurde gezeigt, dass die UP bei de r Simulation
von LTT-Schweißungen einen g roßen Einfluss auf di e Ausbildung der SE und des SV hat
und somit im Modellaufbau berücksichtigt werden muss. Die derzeitig verfügbaren numer i-
schen Untersuchungen zum Einfl uss der LTT-Zusatzwerkstoffe auf die SE und den SV
vernachlässigen jedoch die Einbindung der UP in den M od ellaufbau.
Die Literaturschau belegt, das s ein großer M ang el an konsistent aufgebauten numerischen
M o dellen besteht. Entweder s ind die M odel lierungsschritte nicht a usreichend aufgezeigt
oder es werden zu starke Verei nfachungen angenommen, d eren W irkungsweise bis Dato
nicht geklärt ist. W ei terhin werden di e meisten Simulationen ohne ausreichende oder gar
vollständig fehlende Validier ung ausgeführt, was zu teilweise widersprüchlichen Unters u-
chungsergebnissen führt. Fi nden dennoch Va lidierun g en statt, so si nd di ese entweder nur
auf die Nachbildung der SE oder auf die R eproduktion des SV au sgelegt. Durch die ge ge n-
seitig bedingte Ausbildung von SE und SV sollten beide P hänomene gleichzeitig validiert
werden, um die Aussag ekraft de r numerischen Untersuchun g zu verstärken.
Als wichtiges, jedoch zugleich sehr aufwendiges Validierungskriterium ist die Nachbildung
des g lobalen Tempe raturf e ldes mit zugehöriger metallurgischer Modellierung anzusehen.
Diese wird jedoch meist nur g rob angenähert, außer Acht gel as sen oder nicht offen gelegt.

36
2.4.3 Schweiß eignung v on LTT-Zusatzw erkstoffen
Zur Ausnutzung des vollen Belastungspotentials von hochfesten Baustählen werden Z u-
satzwerkstoffe e ingesetzt, welche nach dem Schweißprozess martensit ische Gefüge mit
entsprechend hohen Fes tigke i tseigenschaften au f w e isen. Martensitisch e Gefüge unterli e-
gen jedoch auf Grund ihrer hohen Härte und geringen Du k tilität einer verstärkte n Gefahr
der Ka l trissbildung, welch e zusätzlich von der lokalen mech a nischen Beanspruchung u nd
der lokalen Wasserstoffkonzentration beeinflusst w i rd [ 128 ].
Die W ärmew i rkung des Schweißens verursacht v or allem im Nah tbereich durch th ermisc he
Schrumpfung bedingte Zu geigenspannung en, de r en Vorhandensein das Gefüge insoweit
mechanisch beanspru c ht, a l s dass die damit einhergehenden elastischen oder gar plast i-
schen Dehnungsanteile d as effek tiv e Verfo rmungsvermöge n des W er k stoffs h e rabsetzen.
Hieraus motiviert folgte di e Entwicklung von LTT-Leg ierungen als m arten sitisch umw a n-
delnde Zusatzw erk stoffe [ 29 - 31 ], deren bis in den Dru c kspannungsbere ich hinein eige n-
spannungsreduzierende W irk ung der Kaltrissanfälligkeit entgegenwirken w irken soll.
Die sc hädigende W irkung des W asserstoffs i n M etal len wird meis t als W asserstoffve r-
sprödung beze i chnet [129] und m eint im W es e ntli c hen die durch W a sserstoff hervorge ruf e-
ne Duktilitätsabnahme des W e r kstoffs, welche wiederum die Kal trissanfälligkeit erhöht. Das
Ausmaß dieser w a sserstoffunterstützten Kaltrissbil dung hängt dabei en tschei d end von der
lokalen W asser s toffkonzentration ab. Der bereits bestehende W as s erstoffge halt in meta ll i-
schen Gefügen kann i n Verbindung mit den Umgebungsbedingungen durch den Schwei ß-
prozess erhöht werden. Auf Grund der gegenüber der martensitischen tetragonalen rau m-
zentrierten Gitterstruktur höheren W asserstofflösli c hkeit der in kubisch flächenzentrierter
Gitterstruktur vorli egenden austenitischen Festphase, ist im Zu ge der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung
eine W as serstoffübersättigung i n der martensitischen Festphase möglich . Da die W a sse r-
stoffdiffusion neben ei nem Konzentrationsgradienten auch einem Spannungsgra dienten
(Druck → Zu g) folgt [128 , 130 , 131 ], k önnen s ich selbst bei einem g lobal ungesättigten
Gefüge lokal a uftretende üb erkritische W a sse rsto ffkonz entrationen einstellen, welche die
W er kstoffduktilität enorm hera b setzen .
Zur Klassifizierung der Kaltriss anfälligkeit v o n Sc hweißverbin dun gen liegt eine Vielzahl vo n
statischen und dynamischen Testverfahren vor [118], wobei die Kaltrissuntersuchung o ft an
einlagig her g estellten S chweißnähten durchgeführt w ird . Als Bewertungskriterium h at sich
der Querschnittsrisskoeffizient (‚ Crack ra tio ‘) etabliert, welch e r das Verhältnis von der au f-
getreten en Risstiefe im Nahtquerschnitt zur Nahtdicke angibt.
Die fo lgenden Betrachtungen beziehen s ich auf die in Bild 2. 21 zusammengefassten E r-
gebnisse, welche allesamt an einlagigem Probenmaterial gewonnen wurden. In Bild 2 . 21 -
links wird d eutlich, dass für alle Zusatzwerkstoffe mit 𝑀 s ≥ 223 °C ein Totalversagen de r
Schweißnaht auftritt. Erst a b 𝑀 s ≤ 2 10 °C is t eine zunehmende Verbesserung der Riss a n-
fä lligkeit mit weiter fallender 𝑀 s -Tempera tur zu beobachten. W ähren d die Autoren in [132]
den Rückgang der Kaltrissanfälligkeit bei ger inger werdender 𝑀 s -Tempera tur alleine de m
Auftreten zunehmender (Dru ck -)Umwandlungsspannungen zuord nen, wird in [ 117 , 133]
erweiternd d er durch unvollständige Umwandlung verbleibende Restaustenitgehalt einb e-
zogen. Zum einen soll en die austenitischen Gefügeanteile auf Grund ihrer gegenüber dem
M a rtensit höheren Duktilität das Verformungsvermögen der au s tenitisch -martensitischen
M i schpha se e rhöhen und somit d ie Sprö digkeit verrin gern. Zum anderen wird ang eno m-

37
men, dass der Austenit wegen s einer größe ren W ass e rstofflöslichkeit den martensitischen
Gefügeanteilen zum Te il d en Wasserstoff entzieht und deshal b die wasserstoffunterstützte
Kaltrissbildung verringert wird, was wiederum z u e iner Verbe sserung der Kaltrissanfälligkeit
führt. Diesbezüglich wurden i n [ 133 ] ergänzende Messungen zum diffusiblen W a sserstof f-
gehaltgehalt durchgeführt, deren inkonsistente Messergebnisse jedoch k eine Rückschlüsse
zulassen. Die Autorengruppe in [ 117 ] verweist auf di e Notwendigkeit zukünftiger Unters u-
chungen zum Einfluss des Was serstoffgehalts in Verbindung mit dem Restaustenitgehalt
auf das Kaltrissverhalten.
In [ 134 ] kam es zu Unte rsuchungen zur Kaltrissanfälligkeit unte r variablem Einspanngrad
(Bild 2. 21 -rechts). W ährend der LTT-Zusatzwerkstoff mit 𝑀 s = 94 °C (Restaustenitgehalt ≈
13 %) nahezu k eine Abh ängigkeit vom Einspanngrad aufweist, zeigt d er k onventionell e
Zusatzwerkstoff mit 𝑀 s = 400 °C ei ne m it zuneh menden Einspanngrad erhöhte Kaltris sne i-
gung. Bemerkenswert i st das h ierzu gegenläufige Verhalten des L TT-Zu satzwerkstoffs mit
𝑀 s = 210 °C (Re staustenitgehalt < 1 %) , w e lcher mit zunehmenden Einspanngrad e i ne
Verbesserung aufweist. Die Autoren begründen di es mit der An nahme, d a ss sich bei z u-
nehmenden Einspanngrad die freie Schrumpflänge reduzier t u nd s omit das umwandelnde
Volumen relativ zunimmt, w odurch sich wiederum die ( 𝛾 → 𝛼 )-Vol umenex p ansion verstärkt
auswirkt u nd es zur erhöhten Au sbildung v on Druckeigenspannung k ommt. Hierzu e rgä n-
zend ausgefüh r te FEM-Berech nungen bestätigen diese Annahme , da für den Zusatzwer k-
stoff mit 𝑀 s = 210 °C verstärkt aus gebildete Druckei gen s pannungen in Längsrichtung im
W urze l bereich d er Schweißverbindung b e i maximalem Einspanngrad nachgewiesen wu r-
den . Ein experimenteller Nachw eis wurde nicht erbracht .

Bild 2. 21 Quers c hnit tsriss koeffiz i ent für einlagig gesch w eißte s P ro benmaterial mit unter schiedl i-
chen 𝑀 s -Temperatur en der Zusat z werkstoffe. Links – „Te kken - Test“ an Y -Typ- P roben mit Unte r-
suchung: A [ 132 ], B [ 133 ], C [ 117 ]. R echts – H-Typ-R isstest unter v ariab lem Einspanngr ad [ 134 ]
Unter Einbezug der in Abschn i tt 2 .4.2 durchgeführten B etrachtungen sollte bereits der Ei n-
satz von Zusatzwerkstoffen mit 𝑀 s -Temperauren von 𝑀 s ≤ 310 °C zu einer verstärkt en
Reduzierung der SE bi s in d e n Druckspannungsberei c h hi n ein führ en. Hier s tellt sic h die
Frage, warum d iese Spa nnungsverringerung im Vergleich zu d en Zusatzwerkstoffen m it 𝑀 s
> 310 °C zu keiner Verbesserung der Kaltrissneigung führt ( Bild 2 . 21 ). Da alle Versuche an
einlagigem Proben m aterial durch geführt wurden, k önnte auch hier wie die in [122] (Bil d
2. 11 ) vermutete, durch d iskon ti nuierliche Au fmischung verursachte signifikant unterschie d-
liche Verteilung der (LTT-) Legi erungselemente i nnerhalb des Schweißguts zu einer inh o-
mogenen martensitischen Umw and lung führen. Neben den m öglicherw eise lokal auftrete n-

38
den hohen Zu geigenspannun ge n, w elc he s c hon für sich alleine die Kaltrissanfälligkeit e r-
höhen, könnten a uch die hieraus folgenden Spa nnungsunt erschiede oberhal b und unte r-
halb der Gre n zfläche ( Bild 2 . 11 /2. 13 ) steile SE -Gradi en te n verursachen. Diese SE -
Gradienten könnten wiederum zu lok al auftretenden überkritischen W ass erstoffkonzentrat i-
onen führen [1 28 , 130 , 131] und die Kaltrissanfälligkeit trotz ein es global vorherrsch e nden
verringerten (Druck-)Spannungszustands erhöhen. Bis zum heutigen Zeitpunkt gibt es
keinerlei Unt ersuchungen zu diesem innerhalb einer Schweißraupe mögl icherweise auftr e-
tenden Aufmischungseffekt ( SE -Gradie nten).
Ein weiterer, b is jetzt noch n icht diskutierter ab er ausschlaggebender Punkt s tellt die
Schweißeignung von LTT-Legierungen hinsichtlich ihrer Heißrissne igung d ar. Hierzu wu r-
den in [135] e rstmalig systematische Untersuchungen an LTT- Legierungen mit variablen
𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Geh alten durchgeführt. Die MVT-Tests ( M od ified Varestraint Transvarestrai n t ) [136]
zeigen deutlich, d ass ein e zunehmende Heißrissanfälligkeit mit steigendem 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Gehal t in
Korrelation steht. Bei d e r kleinsten unters u chten Biegedeh n ung waren nu r die g e testete n
Proben Rissfrei, welc he unter Anwendung von reinen Schw ei ßgütern mit 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summen
von 𝐶𝑟 + 𝑁𝑖 ≤ 17 wt % hergestellt w urd en. Da der in Bild 2. 21 - l inks aufgezeigt e Rückgang
der Kaltrissanfälligkeit durch Anw en dung von reinen Zusatz werkstoffen mit 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summ en
als 𝐶𝑟 + 𝑁𝑖 > 17 wt % erzielt wurde, is t deren industrieller Einsatz außerhalb von Laborb e-
dingungen stark i n Frage zu stellen. Zudem muss erwähnt werden, dass der ‚e rzwungene‘
Restaustenitgehalt auc h die Ges amtfestigkeit des a ustenit isch -m artensitis chen F e stph a-
sengemischs herabsetzt un d somit eventuell nich t das volle Belastungspotential von hoc h-
festen Baustählen ausgenutzt w erd en kann.
Fazit „Schweißbarkeit von LTT -Z usatzwerkstoffen“
Experimentelle Untersuchungen belegen, dass der Einsatz von LTT -Zus atzw e rkstoffen mit
𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Su mmen kleiner als 17 wt % eine sehr ho he Kaltrissempfindlichkeit einlagiger
Schweißverbindungen nach sich zieht. W arum diese LTT-Zusatzwerkstoffe trotz ih rer e i-
genspannungsreduzierenden W irkung keine Verbesserung ge genüber konventionellen
Schweißgütern aufweisen ist bis heute ungeklärt.
Zur Ve rbesserung der Kal trissanfäll igkeit sollen LTT -Zusatzwerkstoffe m it 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summen
gr ößer als 17 wt % eingesetzt werden, deren ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung bei Erreichen der Ra u m-
temperatur noch n icht abgeschlossen ist. Dies führt zu Restaustenit, welcher als „ W asse r-
stofffalle“ fungiert u n d im Zusammenspiel mi t s einer gegenüber der martensitischen F es t-
phase höheren Duktilität das Verfo rmungsvermöge n d er austenitisch -martensitische n
M i schpha se erhöht und so mit die Kaltrissanfälligkeit verringert. Da dieser erzwungene
Restaustenitgehalt jedoc h d ie Gesamtfestigkeit der Schweißverbindung herabsetzt, k a nn
das volle Belastungspotential von hoc hfesten Ba u stählen nicht ausgenutzt w erde n, w ofür
jedoch LTT-Zusatzw erksto ffe gezielt entwickelt werden. Zudem sind diese sehr hoch legie r-
ten LTT-Zusatzw e rkstoffe wegen ihrer hohen Heißrissanfälligkeit bis jetzt nur u n ter Labo r-
bedingungen schweißgeeignet. Es be steht also ein gro ßer Beda rf den Ei nsatz von L TT -
Legierungen mi t 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summen größer als 17 wt % zu forcieren, deren U m w a ndlung b e i
Raumtemperatur vollständig abgeschlossen ist u nd d ie z u gleich keine erhöhte H eißrissne i-
gung aufweisen.

39
2.5 Zielsetzung de r A rbeit
D ie Haup tanliegen dieser Arbeit besteh en d arin, den Einsatz der Schweißstruktursimulation
durch eine Reduzierung des werkstoff bezogenen Modellierungsaufwandes zu fördern und
einen Beitrag zum Verständnis der Anwendung von hochfesten hochlegierten Zusatzwer k-
stoffen beim Ver s chw ei ßen hochfester, niedriglegierter Feinkornbaustähle zu liefern. Im
Fokus stehen dabei numerische Einflussanalysen zur Ausbildung von Schweißeigenspa n-
nungen (SE) und de s Da aktuell ein n och m angelhaftes Verständnis bezüglich der W i r-
kungsmechanismen zur SE- und SV -Ausbildung b eim Schweißen un ter Ei nsatz von LTT-
Legierungen besteht, o rientier t sich diese Arbeit a n dem recht einfachen Fall einer einlag i-
gen latent schrumpfenden Stumpfstoßkonfi guration um bereits schon im Vorfeld zukünftiger
Studien die wesentlichsten Einflussgrößen separieren zu können.
Ein wichtig es Ziel dieser Arbe i t bezieht sich au f de n Aufbau k onsistenter the rmo m echan i-
scher M o delle, welche in der Lage s ind, d ie SE, den SV u nd die Fe stphasenverteilung
echter Schweißreferen zfä lle ex p erime ntell abgesichert wiederzugeben. Die in den Date n-
banken zu hinterlegenden Materialkennwerte sollen dabei an den gleichen Stahlchargen
der Refe renzfälle ermittelt werden. Die Grundwerkstoffe bes tehen aus hochfesten Fei n-
kornbaustählen, deren Füg es p alt u nter Einsatz von artgleiche n und n icht artgleichen Z u-
satzwerkstoffen mittels M AG- Verfahrens überbrückt wird. Da das MAG-Verfahren beim
verschweißen hochfester Stähle häufig in der Prax is ein gesetz t w ird, können s omit die hier
gewonnenen Erkenntnisse ein breites und anwendernahes P ub likum erreichen.
Zur Reduktion de s e x pe rimentellen Aufwandes soll die Char a kterisierung des thermometa l-
lurgischen /-mechanischen Werkstoffverhaltens u nte r Ei ns atz v o n nu r einer T es tanlag e
( Gleeble ® 3500) mit Hilfe einer ein heitlichen u nd zugleich geometris ch einfachen Flachpr o-
bengeometrie vo l lzogen w erden.
Die an den Ref erenzfällen validierten t he rmomechanischen Modelle sollen für numerische
Einflussanalysen werkstoffbezogener Kenngrößen genutzt werden, wobei die Änderungen
der SE und des SV im M ittelpu nkt stehen. Es w i rd bea bs i chtigt, als Einflussgrößen die
Genauigkeit und Anzah l der vorzugebenden W armzugkurven, d ie umwandlungsplastische n
Parameter und die martensitischen LTT -Um wandlungstemperaturen zu betrachten.
Ein w eite rer Ana lyses chwerpunkt so ll auf dem Phänomen der diskontinuierlichen Aufm i-
schung l iegen, i ndem zum einen der Einsatz höher legi erter LTT-Zusatz werkstoffe simuliert
und zum anderen der inhomogene Aufmischungsgrad varii ert wird. Es gil t zu p rüfen , in
welchem Ausmaß die SE -Gra dienten innerhalb des Sc hwei ßg utes durc h die i nhomogene
Umwandlung auftret en k ö nnen und inwieweit sich diese zw i schen latent schrumpfenden
und fest eingespannten Schw e ißverbindungen unterscheide n k önnen.

40
3 Versuchsdurchführung
3.1 Experimentel l e Ve rsuche
3.1.1 M aterialspezifikation
Die verwendeten W er ks toffe s ind in Tabelle 3.1 aufgeführt. Die niedriglegierten Gru nd w er k-
stoffe S355J2+N und S960QL liegen im Lie fe rzustand als 6 mm di cke Rohbl eche vor und
sind nach DIN EN ISO 10 025 al s hochfeste Feinkornbaustähle dekla riert . Als niedriglegierte
Zusatzwerkstoffe f inden die Schweißgüter W E KO 4 ® u nd ED -FK 10 00 ® und a ls ho chlegie r-
ter Zusatzwerkstoff das Sc hweißgut BOEHLER CN 13 /4- IG ® ih ren Einsatz. Die Schweißg ü-
ter liegen im Lieferzustand als Rolldraht mit einem Durchmesser von Ø = 1,2 mm v o r.
Tabelle 3.1 Rele v ante Nor men und Lieferz eugnisangab en der Werkstoffe

DIN EN ISO

Lieferzeugnis

R p, 0,2 in MPa

R m in M Pa

S355J2+N

10025 -2

423

554

S960QL

10025 -6

1040

1079

WEKO 4 ®

14341 -A G 46 4 M 21 4Si l

460

560

ED -FK 1000 ®

16834 -A G M n4 Ni2 Cr Mo

885

940

BOEHLER CN 13/4- IG ®

14343 -A G 13 4

680

800

 Chemische Analy se
Die chemische Elementverteilung der verw e ndeten Grundw erkstoffe S355J+N und S960QL
wurde m it Hilfe einer Funkenspektralanalyse ( Funkenemis s ionsspektrometer OBLF QS L
1500 , Sp otdur c hmesser Ø = 5 mm ) a n Probenmate rial de r Roh bleche bestimmt. Eine G e-
genüberstellung der W erk s zeugnisse , Normvorgaben und d er durch die mehrfach w ie de r-
holten Funk enspektralanalysen gewonnen Durchsc hnittswerte de r chemischen Element e
sind in Tabelle 4.2 -4.4 aufgeführt. Eine chemische Elementanalyse der verschweißten
Zusatzwerkstoffe wird in Abschnitt 3.1.3 vorgenommen .
 Kerbschlagbiegeprüfung
Die Zä higkeit seigenschaften w u rden mittels (Charpy-)K e rbschlagbiegeversuchen nach
DIN EN ISO 148 -1 mit einem Pendelschlagwerkw e rk nach DIN EN ISO 148 -2 an den in
Tabelle 3.2 gelisteten W er kstoffen bestimmt . Dazu wurden au s d en Grundwerkstoffblechen
jeweils vier V-Untermaßproben (DIN EN ISO 1 48) quer und lä ngs zur W alzrichtung herau s-
gearbeitet. Der Zusatzwerkstoff CN 13/4- IG ® wurde an Schweißgutprobenmaterial (A b-
schnitt 3.1.2) getestet, wobei hie rzu vier V-Normalproben q uer zur Schweißrichtung he r-
ausgearbeiteten wurden . Die Ergebnisse finden sich in Tabelle 4.1.
Tabelle 3.2 Ge prüfte Wer k stoffe - Kerbschlag biegepr üfung
Werkstoff

S355J2+N

S960QL

CN 13/4- IG ®

Prüftemperatur

- 20 °C

- 40 °C

- 20 °C

41
3.1.2 Schweißexper imente
Zur Schaffung einer Validierungsgrundlage wurden Referenzschweißungen angefertigt .
Zudem wurden Schweißgutproben des hochlegierten Zusat z w erksto ffs CN 13/4- IG ® herg e-
stellt, aus welchen Probenmaterial zur thermophysikalischen / -me chanischen W er kstof f-
kennwertermittlung gewonnen wurde. Die hierfür notwendigen Schweißex p erimente wurden
an den in Tabelle 3.3 aufgeführten Materialkombinationen durchgeführt.
Tabelle 3.3 Material kombinationen der Schwe ißexperime nt e

Referenzschweißungen

Schweißgutproben

Grundwerkstoff

S355J2+N

S960QL

Zusatzwerkstoff

W EKO 4 ®
(artgleich)

ED - FK 1000 ®
(artgleich)

CN 13/4- IG ®
(hochlegiert)

 Handhabungstechnik der Schweißexperimente
- Schweißstromquelle d er E W M -Group ® Phoenix 521 Expert Plus
- Schweißbrenner METZ 560
- Roboterschweißanlage der Firma Cloos ® : W er ks tüc kpositioni erer (Drehkipptisch) in
Kombination mit einem 6-Achs-Industrieroborter ( Kuka Kr - 30 )
 Referenzschweißungen
D ie 6 mm dicken Grundwerkstoffbleche (S35 5J2+N, S960Q L ) wurden pe r W asserstrahl auf
die M a ße 300 x 60 x 6 mm 3 zugeschnitten und in Schweißrichtung mit einer 15 °- V-
Nahtvorbereitung n ach DIN EN ISO 9692 - 1 präpariert. Anschließend wurden jeweils zwei
Bleche m ittels Heftstellen auf der Blechu nterseite bei 𝑥 = { 0, 150 , 300} zu einer Stump f-
stoßkonfiguration mit einer Spaltweite von 0,4 mm verb unden (Bild 3.1 ).

Bild 3.1 Geometrie un d Lage rung der Schweißver bindung en (Maße in mm )

Zur Erfassung der transienten Temperaturverläufe wurden a uf den Ober - un d Unt erseite n
der g ehefteten Bleche Thermoelemente des Typ K mit dem Durchmesser Ø = 0,127 mm
appliziert (Tabelle 3.4). Die A ufnahmefrequen z d er M es ssignale betrug 5 0 Hz. Die resulti e-
renden Temperaturverläufe sind in Bild 4. 42 a nhand der gestriche lten Kurven gezeigt, w o-
bei aus Gründen der Übersicht die Temperaturv erläufe zeitlich verschoben dargestellt sind.

42
Tabelle 3.4 Position der appl i z ierten Thermo eleme nt e

Oberseite

Unterseite

175

18 5

195

205

215

180

190

200

Eine Darstellung der für die optische Verzugsmessung präparierten Schweißverbindungen
ist in Bi l d 3.2 gegeben . Für eine gleichmäßige Ausbildung der Schweißwurzel k amen K e-
ramikbadstützen zum Einsatz . Der mi ttig angebrachte Kle mm hebel leistet e i ne nahezu
punktförmige Fixierung, welche i m Rahmen der numerischen Schweißstruktursimulation
nachgebildet wird (Absc hnitt 3.2.1 .2). Dad urch wird e ine direkte Vergl eichbar k eit der g e-
messenen und berechneten Oberfläch env erschiebungen gew äh rleistet.

Bild 3.2 Fixierte Re ferenz s chweißverbind ung mit ARAMIS ® -Au swertepositionen P1, P2 und P 3

Die Refere nzschweißungen wurden ohne Vorw ärm ung m i t Hil fe eines gepul s ten M AG-
Prozess es einlagig ausgeführt und je w e ils zwei M al wiederho lt Die Mittelwerte der
Schweißparameter sind in Tab e lle 3.5 gezeigt. Als Schutzgas kam eine Misc hung aus 92 %
Ar und 8 % CO 2 mit einem Volumenstrom von 25 l /min zum Einsatz .
Tabelle 3.5 Sch w eißparam eter der Schwei ßverbindung en
v S
in cm/min

v Draht
in m/min

Stick out
in mm

Schutzgas
in l/min

Ø I
in A

Ø U
in V

Ø E
in J/mm

S355J2+N - WEKO 4 ®

248,7

27,3

740,7

S960QL – ED - FK 1000 ®

254,6

27,0

749,9

S960QL – CN 13/4- IG ®

241,4

28,2

742,6

 Schweißgutproben
Die Herstellung der Schweißgutproben richtet sich nach DIN EN ISO 15792 -1 ( Tabe l le 3.6).
Die V-Fuge des Prüfs tüc ks wurde mit Hilfe eines gepulsten MAG-Prozesses durch Einsatz
des hochl egierten Zusatzwerkstoffs CN 13/4- IG ® 33 -lagig aufgefüllt (Tabelle 3.7). Die Vo r-
wärm- und Zwischenlagentemperatur betrug 150 °C. Als Sc hutzgas kam eine M i schung
aus 92 % Ar und 8 % CO 2 mi t ei nem Volumenstrom von 25 l/min zur Anwendung.

43
Tabelle 3.6 Geom et riepa rameter der Schweißgu tproben nach DIN EN ISO 15792 -1 ( Maße in mm)
a

125

500

10°

Tabelle 3.7 Sch w eißparam eter der Schwei ßgutprobe n
v S
in cm/min

v Draht
in m/min

Stick out
in mm

Schutzgas
in l/min

Ø I
in A

Ø U
in V

Ø E
in J/mm

S960QL - CN 13/4- IG ®

254 ,6

30,0

1145,7

3.1.3 Untersuchungen an Naht querschl iffen
Anhand der in Ab schnitt 3.1.2 herg estellten Referenzsch w eißun gen wurden bei 𝑥 = {200;
220} Nahtquerschliffe der 𝑦 - 𝑧 -Ebene (Bild 3.1 ) angefertigt , welch e zur Erm ittlung der
Schmelzbadkontur, der Härtewertverteilungen, der Gehalte un d Verteilungen der chem i-
schen Elemen te und der M ik rostruktur des verschweißten Grundwerkstof fs S960QL di enen.
Zudem s ind an den 33-lagigen Schweißgutproben chemische Analysen hinsichtlich der
Elemente Chrom und Nickel durchgeführt worden.
 Schmelzbadkontur
Zur Bestimmung der Schmelzbadk onturen wurden von j e zw e i Referenzsch w e ißungen
gleicher Materialkombination zwei Nahtq uerschliffe angefer ti gt und diese m it Hilfe ein er
2 %igen Nitallösung geätzt. An diesen wurden die Schmelzbadkonturen visuell erfasst und
die zugehörige Geom etrie v e r messen. Die so ermittelte Schmelzbadkontur ist b eispielha ft
an je ei nem Nahtquerschliff in Bi ld 4.1-links ge zeigt. Anschließend wurden p ro M ate ria l-
kombination die vier separ aten Schmelzbadkonturen überlagert und eine m ittlere Sc hmel z-
badkontur abgeleitet ( Bild 4.1-rechts).
 Härtewertverteilungen
Pro Materialkombination wurde an je einem Nahtquerschliff der Schw e ißverbindungen die
qualitative Härtew e rtverteilung bestimmt. Hierz u wurde n mit Hil fe des UCI -Verfahr e ns ( BAQ
Härtescanner UT200 ) in Anlehn ung nach DIN 50159 Vickers-Kleinkrafthärteprüfung en
(HV0,5) durchge führt . Die resultierenden Härtewertverteilungen s ind mittels Konturplots in
Bild 4.2-links d arg estellt. Das hie rdurch ableitbare G ebiet der Austenitisierung dient a ls
Validierungskriterium zur Nachbildung der Festphasenverteilung . An je einem weiteren
Nahtquerschliff pro Materialkombination kam es a uf Höhe der Linien L1 und L2 ( Bild 4.2) zu
einer nach DIN EN ISO 6507 -1 genormten Vickers -Härteprüfung (HV10) ( Zwick Härteprü f-
gerät 3202 ), deren Ergebnisse i n Bild 4.2-rechts aufgezeigt sind . Anhand dieser Ergebnisse
wird im Rahmen der Modellvalidierung die Fest phasenzuordnung im un d um den Schmel z-
badbereich der Schweißverbindung en vorgenommen.
 Chemische Analy se
Die chemische A na lyse der verschweißten Zusatzw erk stoffe wurde an jeweils einer Ref e-
renzschweißung pro Materialkombination (Tabelle 3.3) m it H il fe einer Fu nkenspektralanal y-

44
se ( Funkenemissionsspektrometer OBLF QSL 1500 ) v o rgenommen. Geprüft w urde dabei
die Schweißgutfläche in der 𝑥 - 𝑧 -Ebene bei 𝑦 = 0 (Bi l d 3.1). Die M esserg ebnisse sind in
Tabelle 4.5 gegeb en. Die Messergebnisse dienen dabei auch a ls Ver g leichsw erte zur
separat ausgeführten ESMA-Ana lyse des Nahtquerschliffs der Schweißverbindung S960QL
– CN 13/4- IG ® , auf welche im Folgenden eingegangen wird.
Zur Bestimmung der chemis chen Elemente Chr om u nd Nickel wurde das elektrooptisch e
Prüfverfahren ‚ Elektronenstrahlmikroanalyse (ESMA) ‘ mi t Hilfe eines wellenlängendispers i-
ven Röntgenspektrometers ( JOEL- M ik rosonde JXA-8900RL ) angewandt.
Die resultierende Elementvert e ilung eines i m S chmel zbadb ere ich der Schweißverbindung
S960QL – CN 13/4- IG ® durchgeführten qualitativen Elementmappings i st in Bild 4.3 -lin ks
dargestellt. A u f Höhe der Linien L1 ( 𝑧 = 5 ) un d L2 ( 𝑧 = 1 ) (B ild 4.3) w urd en anschließend
quantitative Reihenanalysen vorgenommen. Die Messwerte sind in Bil d 4.3-rechts aufg e-
zeigt.
Des W e iteren wurde ein Nahtquerschliff der Schweißgutproben des Zusatzw e rkstoffs
CN 13/4- IG ® (Abschnitt 3 .1.2 ) an gefertigt. An d iesem erfolgte a uf Höhe de r Linien L1 und
L2 (Bild 4.4-links ) eine q uantitative Rei henanalyse zur Bes timmung der 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Anteile . Die
M e sswerte sind in Bild 4.4-rechts präsentiert.
3.1.4 Werkstoffkennw erte
3.1.4.1 Linear elastische Kenngrößen
Die Ermittlung der linear elast ischen Kenngrößen E-Modul - 𝐸 und Pois s on -Zahl - 𝜈 be ruht
auf der Resonanzmethode [137] und ist durch ASTM E1875 g eregel t. Zu r Versuchsdurc h-
führung kam die Resonanzfrequenzvorrichtun g Elastotron 2000 zum Einsatz.
Aus denen in Tabelle 3.8 aufgeführten W e rkstoffen wurden sta bförmige Proben mit den
Abmaßen 5 x 8 x 80 mm 3 angefertigt. Die Probenentnahme erfolgte hierbei längsseitig in
W alzr i chtung der 6 mm starken Rohbleche (S355J2+N, S960QL). Das Prob enmaterial für
den W erkstoff CN 13/4- IG ® wurde aus dem Schweißgutbereich der Schw e ißgutproben
(Abschnitt 3.1.2) längsseitig in Sch w e ißrichtung entnommen. Die Versuche wurden g emäß
dem Versuchsplan nach Tabelle 3.8 durchgeführt und pro W er ksto ff zw e i M al wiederholt.
Die Ergebnisse sind in Bild 4.5 dar gelegt.
Tabelle 3.8 Versu chs plan - ela s tische Kenngrößen
Werkstoff

Temperatur in °C

S355J2+N

25 → Erw ärmu ng → 900 → Ab kühlung → 25

S960QL

CN 13/4- IG ®

3.1.4.2 Gleeble ® -Experimente
Unter Einsatz d er Gleeble ® 3500-Anlage (Bild 3.3) der Otto- v on-Guericke-Universität (IWF)
wurden für die W erkstoffe S355J2+N, S960QL und CN 13/4- IG ® das Umwandlungsverha l-
ten, die Um w a ndlungsplastizit ä t und das Verfestigungsverhalten analysiert.

Bild 3.3 Gleeble® 3500 -Anlage m it in der Va kuumm ess kamm er eingebauter Flachpro be
Als M es s- und Regelgrößen dienten die i m Messbere ich ( Bil d 3.3) der Probengeometrien
ermittelte Tempe ratur und Querdehnung. Die Temperatur erfassung e rfolgte mit T herm o-
elementen des Typ K mi t einem Durchmesser von Ø = 0, 25 mm . Zur Erfass ung der Que r-
dehnung w urde ein taktiles Messgerät ‚ C-Gauge ‘ der Firma GSI ( Strain -Crosswise Tran s-
ducer - Type LVDT ) im Messbereich auf Höhe der Thermoel e mente angebracht.
Die zur Austenitisierung der W erk s toffe n otw end ige Temperaturführung erf o lgte auf B asis
schweißtypischer M AG-W ärmebehandlung en . Hierbei wurde der im Messbereich der
Flachprobe (Bild 3.3) befindliche W er k stoff mit einem SZTZ be aufschlagt, welcher den in
der W EZ der MAG-Referenzs chweißungen (T ab elle 3.3 ) auftretenden d urchschn ittlich en
Temperaturverlauf w ie dergibt. Som it wurde sic hergestellt, dass die Au smaße des austenit i-
schen K orn w achstums und der Ausscheidungsvorgä nge des geteste ten Probenmaterial s
denen in der W EZ d er Ref erenzschweißungen b estmöglic h gleichen . Ei n e d etaillierte B e-
schreibung zur thermischen M ode llierung der Gle e ble ® -Experimente findet sich in [ 138 ,
139 ]
 Probengeometrie der Gleeble ® -Experimente
Das Probenmaterial der Grundwerkstoffe wurde mi ttels W a s serstrahlschneiden aus Ro h-
blechen h eraus getrennt, wobe i die ax iale Probenlängsrichtung der W alzrichtung der B l e-
che entspricht. Da auf Grund der Betriebssicherheit des Gleeble ® -Systems ein minimale r
Probenquerschnitt einzuhalten ist und die Rohbleche im Anlieferungszustand eine Blec h-
stärke von 6 mm aufweisen, wurde ei ne Flachprobengeom etri e mit einem q u adratischen
Querschnitt von 5,5 x 5,5 mm 3 im Messbe reich ( Bild 3.3) gew ä hlt. Um ein e minimale A b-
kühlzeit von 𝑡 8,5 ≈ 6 s der Proben unter den gegebenen thermisc hen Randbedingungen
einer passiven Kühlung zu gewährleisten, wurde mittels numerischer Sim ulat ion die Flac h-
probengeometrie variiert und das Abkühlverhalten a nalysier t. Die an hand di eser M e thodik
ermittelte Flachprobengeometrie ist in Bil d 3.4 gezeigt. Aus Gründen der Ver g leichbarkeit
der Ergebnisse w u rde fü r da s Schweißgut CN 13/4 - IG ® die gle iche Flachprobengeometrie
für das zu testende Material gew ählt. Letzteres w urd e aus d en Schweißgutproben (A b-
schnitt 3.1.2 ) qu er zur Schw e ißrichtung pe r W asserstrahlsch ne iden heraus getrennt. In Bil d
4.4-links si nd die En tn ahmepo sitionen de s Flachprobenmaterials anhand der grauen Bere i-
che markiert, wobei die Flachprobenmitte durch d as Schweißgut verläuft.

Bild 3.4 Gleeble ® -Fla c hpro benge ometrie , Maße in mm, Toleranz klass e f nach DIN ISO 2768-1
 Umwandlungsverhalten und thermische Dehnungen
Nach der A ustenitisierung des Probenm aterials im Messbereich w urd e n während der A b-
kühlung ab 𝑇 ≤ 800 °C Abkühlzeiten entsprechend dem Versuchsplan ( Tabelle 3.9 ) real i-
siert . Die resultierenden Querdehnungen wurden taktil erfasst ( ‚ C-Gauge ‘ ) .
Für den W e rkstoff S355J2+N s ind die resultierenden Dilatometerkurven i n Bild 4.6 gezeigt.
W eiter e Beispiele vollständiger Dilatometerkurven s ind fü r d ie W erkstoffe S960QL und
CN 13/4- IG ® für eine Abkühlzeit von 𝑡 8,5 = 10 s in Bild 4. 46 /4. 47 zu finden. In Bild 4.7 sind
für den W er k stoff S960QL Ausschnitte der e x pe rimentell erfassten Dilatometerkurven im
Bereich der ( 𝛾 → 𝛼 )-Festphasenumwandlung präsen tiert.
Am Probenmaterial des W er kstoffs S960QL wurden unter Anw e ndung einer 2 %igen Nita l-
lösung Mikroschliffbilder der Messbereichsquerschnitte für 𝑡 8,5 ≥ 10 s angefertigt. Anschli e-
ßend wurde an den Querschliffen genormte Vickers -H ärte prüfung en (HV10) ( Zwick Härt e-
prüfgerät 32 02 ) na c h DIN E N ISO 6507 - 1 in Kre uzmusteranordnung durchgeführt. Die
resultierenden Mittelwerte sind in den Mikroschliffbildern eingetragen ( Bild 4.8).
Unter Verw en dung der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungstempe raturen und zugehörig e n Abkühlzeiten
konnte in Kombination mit de n Mikroschliffbildern und den Härtewerten ein SZTU für den
W er kstoff S960QL erstellt w erd en ( Bild 4.9).
Ebenso wurde für den W e rkstoff CN 13/4- IG ® das Umwandlungsverhalten gemäß Tabe l-
le 3.9 bestimmt. Die resultierenden transienten Temperaturverläufe im Bereich der Abk ü h-
lung sind in Bild 4. 10 -links dargestellt. Nach Analyse der zugehörigen Dilatometerkurven
wurden die ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungstem peraturen ermittelt und sind in dem zugehörigen SZTU
in Bild 4. 10 -recht s dargestellt.
Im Zuge der Versuchsauswertung zu m U m wandlungsverhalten wurden fü r die getestete n
W er kstoffe (Tabelle 3.9) die thermischen Dehnungen ermittelt (Tabelle 4. 8, Bild 4. 11 ).
Tabelle 3.9 Ver suchsplan - Umwa ndlungsverhalten
Werkstoff

Abkühlzeiten 𝒕 8,5 in s / je 2 Wiederholungen

S355J2+N

S960QL

100

CN 13/4- IG ®

 Umwandlungsplastizität
Die Ex peri mente zur Umwandlungsplastizität b a sieren auf d em d u rch Tabel le 3. 10 vorg e-
gebenen Versuc hsplan und sind inklusive Versuchsauswertung i n [ 138 ] ausführlich b e-
schrieben. Pro Lastfall wurden die Versuche zwei Mal wiederholt. Die jeweils resultierenden

47
Ausläufer der Abkühlkurven sin d anhand von Aus s chnitten im Bereich der ( 𝛾 → 𝛼 )-
Festphasenumwandlung in Bild 4. 12 pr äsentiert . Basierend auf der in [ 138 ] erlä uterten
Auswertemethodik w urd en d ie nach Abkühlung und Entlastung verbleibenden p lastischen
Dehnungsanteile in u mwandlungsplastische De hn ungen umge rechnet. Anschließend wu r-
den di e Mittelwerte d er betragsgleichen Lastwerte über den jeweiligen Be trag de r uniax i a-
len Spannungsantwort aufgetragen und der UP -Parameter 𝐾 abgeleitet (Bild 4. 12 ).
Tabel le 3 . 10 Versuch s plan - UP -Param eter 𝐾
Werkstoff

maximal a ufgeprägt e Last F max in N

S355J2+N

+2000

- 2000

+1500

- 1500

+800

- 800

S960QL

+2400

- 2400

CN 13/4- IG ®

Lastfall

± 66

± 50

± 26

± 80

(A, B, C)

uniaxiale Spannungsantwort σ in MPa

 Verfestigungsverhalten
Für di e W erkstoffe S960QL und CN 1 3/4- IG ® wurde das isotrope Verfestigungsverhalte n
mittels einfac her W armzugver s uche b as ierend auf z wei verschiedenen Dehnratenkonze p-
ten bestimmt ( Ta belle 3. 11 ). Hierzu w u rden zum eine n Wa rmzugversuche unter Anwe n-
dung einer temperaturunabhängigen „ni edrigen“ Dehnrate mit 𝜀 󰇗 I = 0,05 %/s d urchgeführt .
Zum an deren wurden, um die vor allem bei erhöhter Temperatur in der W EZ vorherrsche n-
den h ohen Dehnraten zu berücksichtigen, W armzugvers u che mit temperaturabhängige n
„erhöht en“ Dehnraten 𝜀 󰇗 II ab solviert. Die Kontrolle der L ängsd eh nraten erfolgte dabei unter
Vorgabe der tran sversalen Dehnraten. Dazu wurde das zur Erfa ssung der im M es sbereich
der Flachprobe auftrete nden Querdehnung e ingesetzte „C - Gauge“ gleic hze itig als Mess -
und Steuergerät für die Querdehnu ngsänder ung pro Zeiteinheit e ingesetzt. Die Entwicklung
der Dehnratenkonzepte, die Versuchsdurchführung und d ie zugehörige Auswertemethodi k
sind für den W er ks toff S96 0Q L in [ 139 ] erläutert, wobei diese ebenso für den W er k stoff
CN 13/4- IG ® ange w a ndt wurden. Die hieraus fol genden vollständigen W armzugkurven, die
Dehn-/ Streckgrenzen und die pl astischen Fließkurven sind in Abschnitt 4.3.5 gezeigt.
Zur exemplarischen Charakterisierung des is otrop-kinematischen Verfestigungsverhaltens
wurden fü r den W erkstoff S960QL v e reinzelte zyklische Warm zug -/ W armstauchversuche
durchgeführt ( Ta belle 3. 11 ), wob ei auch hi er di e Dehnratenkontrolle auf dem i n [139] erl ä u-
terten Ko nzept basiert. Die hi eraus resultierende wahre Spannun g ist in Bild 4. 48 /4.49 über
die wahre Querdehnung aufgetragen .

48
Ta belle 3. 11 Versuchsplan - Verf es tigung sv erha lten
Temperatur
𝑻 in °C

S960QL

CN 13/4- IG ®

Dehnrate in % /s

Grund-
werkstoff

Bainit

Martensit

Austenit

Martensit

Austenit

𝜺 󰇗 I

𝜺 󰇗 II

einfache Warmzugversuche

0,05

0,1

100

0,19

200

0,31

300

0,43

400

0,55

500

0,67

600

0,79

700

0,91

800

1,03

900

1,14

1000

1,26

1100

1,38

1200

1,5

z y klische Wa rmzug-/ Warmstauchversuche

0,05

400

800

1200

3.1.5 Eigenspann ungsanalysen
3.1.5.1 Röntgenbeugung
Die rö n tgenographischen Eigens pannung smessungen erfolgten m it einem m obilen Rön t-
gendiffraktometer ( Stresstech G3 ). Die Auswertung der Messergebni s se beruht auf der
sin 2 ψ -Methode [140]. Pro M a terialkombination ( Tabelle 3.3) w urden die Ober - und Unterse i-
ten je einer Schweißverbindung quer zur Schweißrichtung bei 𝑥 = {80, 150, 220} vermessen
(Bild 3.1). Hierdurch i s t e s möglich, d as Vor li egen v o n etwaigen Abw eic hungen in der
Schweißprozessführung oder der M ate rialvorbereitung au fz ud ecken. Al s Position der E i-
genspannungsvalidierung de r numerischen Schweißstruktu rsimulation w u rde 𝑥 = 220 g e-
wählt, w es halb hier e ine erhöhte M ess punktdi chte im Ber ei ch d er S c hweißnaht gew ä hlt
wurde. In Tabelle 3. 12 sind die Mess- und Auswerteparameter aufgefüh rt.
Eine detaillierte Beschreibung der Berechnungsgrundlagen und d er Ausw ertemethodik ist
in [ 61 ] g e geben. Die ermittelten Eigenspannungsverläufe sind in Bild 4. 33 -4. 35 da rgestellt
und werden zur Eigen spannungsvalidierung und zur Planung der Ne utron enbeugungs e x p e-
rimente verwendet.

49
Tabelle 3. 12 Me ss- und Auswerte parameter de r Eigenspannu ngsmessung - Rö ntgen
Messmethode

sin 2 ψ

ν {211}

0,28

Fokus

1 mm (Rundblende)

E{211}

220 GPa

Strahlung

CrK α

Zählzeit

5 s bis 10 s

Strom

6,7 mA

Ψ - Bereich

-45° bis 45°

Spannung

30 kV

Messrichtungen

Φ = 0° (längs)
Φ = 90° (quer)

Beugungslinie

Ferrit / Martensit: 211

Auswertung

Peak Fit: Pearson VII

3.1.5.2 Neutronenbeugung
Die Beugungsmessungen w urden an den S960QL-Referenz schweißungen (Tabelle 3.3 )
durchgeführt. Diese erfolgten mi t dem winkeldispersiven Neutronendiffraktometer E3 des
nuklearen Forschungsreaktor s BER-II im Helmholz-Zentrum Berlin (Antragsnummer
14100383 -ST) und sind in Ü bereinstimmung m it d e r Vorgabe n ach DIN ISO/T S 21432. Die
Experimente wurden mit ein er verbesserten Instrumentierung hinsichtlich der Strahlzeiteff i-
zienz vollzoge n [ 141 ] . Zudem kam es z um Einsatz eines neu entwickelten h o rizontal und
vertikal fokussierenden perfekten Si -Kristall-Monochromators mit der sp ezifischen (100)-
Ebene, wodurch die bisherige Messgenauigkeit um eine Größenordnung verbessert wurde
[ 142 ]. Der Monochromator bietet eine Neu tronenwellenläng e von λ ≈ 1 .471 Å und der A b-
strahlwinkel (take-off angle) w urde auf 2Θ M = 65° eingestellt. Di e Messung der ferrit i-
schen/martensitischen {211}-Beugungslinie beruht auf einem Stre uwinkel von 2 Θ S ≈ 7 7 .8°.
Der Versuchsaufbau zur Messung d er {211} -Gitterdehnu n gen zur Erfassung d er De h-
nungskomponente 𝜀 xx ist in Bild 3.5 gezeigt, wobei das ( 𝑥 - 𝑦 - 𝑧 )-Koordinatensystem zur
Verbindungsschweißung ( Bild 3.1) und das ( 𝑥  - 𝑦  - 𝑧  )-Koo rdinatensystem am einfallenden
Beugungsstrahl E orientiert ist.

Bild 3.5 Versuch s aufbau der Neut ronenme ssu ng zur Erfassung de r Dehnung s kompon ente ε xx

Im Bereich des Schw e ißgutes und des ang renz enden Grundwerkstoffbereiches wurde auf
Höhe von 𝑧 = {1,5; 3; 4,5} (Bild 3.1) eine Schrittweite von Δ𝑦 = 1 zur Erfassung der Eige n-
spannungsgradienten ei ngestellt und das Messvolumen ( Bild 3.5/3.6) a n die Größenor d-

50
nung der Schrittweite angepasst. Unter der Annahme einer i n Schweißrichtung konstanten
SE -Verteilung wurde zur Erfassung der Quer- ( 𝜀 yy ) und Normaldehnungen ( 𝜀 zz ) ein M es sv o-
lumen von 10 x 1 x 1 mm 3 ( 𝑥  - 𝑦  - 𝑧  ) verwendet ( Bild 3.6-links). Zur Erfassung d er Längsde h-
nungen ( 𝜀 xx ) musste e in v e rkleinertes M ess volumen von 1 x 1 x 1 mm 3 ( 𝑥  - 𝑦  - 𝑧 ) eingesetzt
werden, wodurch sich die e rforderlichen Messzeiten für 𝜀 xx pro Messposition erheblich
verlängerten (Tabelle 3. 13 ).

Bild 3.6 Messvolume n z ur Erfassu ng der De hnung skomponen t en

Tabelle 3. 13 D imensionen der Me ssvolumen und resu ltierende Messz eiten (Bil d 3 .6)
Gitterdehnung der
{211}-Ebene

Δ 𝑥  in mm

Δ 𝑧  in mm

Zeit in min

𝜀 xx

𝜀 yy

𝜀 zz

Die Aus werte m ethodik der Messergebnisse basierte auf DIN ISO/TS 21432 und i st am
Beispiel der Referenzschweiß u ng S960QL – ED - FK 1000 ® in [ 143 ] detailliert gegeben. Zur
Bestimmung dehnungsfreier Referenzwerte für den Beugungsnetzebenenabst and wurden
mittels W asse rs trahlschnitt 2 mm dicke Scheiben parallel zur 𝑦 - 𝑧 -Ebene im Bereich der
Schweißnaht herausgearbeitet u nd an di esen Referenzmessungen durchgeführt. D i e Me s-
sergebnisse sind in Bild 4. 36 -4. 38 dargestellt und werden zur Ei genspannungsvalidierung
verw endet
3.1.6 Schweißv erzug
Die transien te Verzugs erfassu ng basiert a uf dem Einsatz des optischen Verzugsmes ssy s-
tems ARAM IS ® [ 144 ] der Firma GOM . Die Graumusterv erschiebung der Oberseite (Bild
3.2) w urd e durc h ei n Stereokamerasystem w äh rend u nd nach de m Schweißprozess e r-
fasst. Die Aufnah meobjektive des Kam erasystems wurden mit einem Blaulichtfilter vers e-
hen und die Bi ldaufnahmefrequenz betrug w ährend de s Schweißprozesses 8 Hz u nd d a-
nach 2 Hz. Die Oberflächenve rs chiebungen wurden anhand d er Grauwertvers c hiebungen
der Bildpixel von Bild zu Bild mi ttel s digitaler Bildkorrelation (DIC) bestimmt. Pro ve r-
schweißter M ateri alkombination ( Tabelle 3.3) wurden zwei Sch w eißver bindungen ausg e-
wertet. Dabei kam es zu einer Extraktion der tran s ienten 𝑧 -Verschie bungen an den in Bild
3.2 gezeigten Positionen P1, P2 und P3, wobei dies e auf Grund der Auswertemöglichkeit
zwischen den e inzelnen Schweißverbindungen leicht variier en . Mit Hil fe der transienten 𝑧 -
Verschiebungen 𝑧(𝑃 1, 𝑡 ) , 𝑧(𝑃 2, 𝑡 ) und 𝑧(𝑃 3, 𝑡 ) wurde d er transiente W inkelverzug sow i e

51
die transiente Durchb iegung Δ𝑧 ( 𝑡 ) (Gleic hung 3.1) der Schweißverbindung fü r den Pu nkt
P2 berechnet.
Δ𝑧 ( 𝑡 ) = 𝑧(𝑃2 , 𝑡 ) − 𝑧 ( 𝑃1, 𝑡 ) + 𝑧(𝑃3 , 𝑡)
2

Gleichung 3 . 1

Die somit ermittelten Messergebnisse des 𝑧 -Verzuges, der transienten Durchbiegung u nd
des transienten W ink e lverzugs sin d in Bild 4. 39 -4. 41 g e zeigt und bilden d ie Validierung s-
grundlage des berechneten transienten SV .
3.2 Numerische Versu che
Die im Folgenden benutzte Indizierung der Referenzfälle laut e t wie folgt (Tabelle 3 .3):
R1 := S355J2+N – W EKO 4 ® | R2 := S96 0QL – ED - FK 1000 ® | R3 := S960QL – CN 13/4- IG ®
3.2.1 Modellaufb au
3.2.1.1 Grundsätzliche Berechnung sstrategie
Basierend au f der Methode de r finiten Elemente wird mit der ko mmerziell verfügbaren
Schweißsimulationssoftware SYSWELD ® die n umerische Schweißstruktursimulation d urc h-
geführt. Die the rmi s chen und m echanischen Berechnungen fin den schwach gekop pelt auf
einem d reidime nsional vernetzten Rec hengebiet statt, dessen Gittergeometrie und Ran d-
bedingungen den re alen einla gigen M AG -Schweißverbindungen (T ab elle 3.3 ) entsprechen .
Hierbei kommt d as L ast schrittverfahren zum Einsatz. Der in die Nahtöffnung eingebrachte
Zusatzwerkstoff wird über „stille Elemente“ realisiert [145]. Die für R2 und R3 benötigte n
thermomechanischen M ateri alkennwerte beruhen vollend s a u f den in Ab schnitt 3 .1.4 ermi t-
telten W er k stoffkennwerten.
3.2.1.2 Gittergeometrie
Unter Einsatz von linear en Volumenelementen wurde die Geometrie der einl agigen MAG-
Schweißverbindungen manuell nachgebildet (Bild 3.7 ). Da e in signifikanter E influss der
Heftstellen auf den s ich ausbildenden SV zu vermute n is t [146], wurden im Zuge der Ve r-
netzung die Hefts tellen auf der Blechunterseite a ls Bestandteil der Grundwerksto ffbl eche
nachgebildet. Die Vernetzung der Grundwerkstoffbleche is t fü r alle Materialkombinationen
gleich. Im Bereich der Schweißnaht und der W är m eeinflusszone wurde eine s trukturier te
Vernetzung mit einer m aximalen Elementkantenlänge von 0,5 mm in der ( 𝑦 - 𝑧 )-Ebene g e-
wählt, wobei es in den äußeren Be reichen der Schweißver bi ndung zu einer schrittweisen
Vergröberung des Rechengitters kam. Um da s W er k stoffve rhalten des im Sch m elzbadb e-
reich vorliegenden Materials separat modellieren zu können, wurden die ex peri mentell
ermittelten Schmelzbadgeometrien ( Bild 4.1-rechts) mi ttels e ines l okal verfeinerten , u n-
strukturierten Gitters in der ( 𝑦 - 𝑧 )-Eb ene nachgebildet (Bild 3 .7- bl aue Kurven). In 𝑥 -Richtung
wurde eine konstante Elem e ntkantenlänge von 2 mm gewählt. Die Rechengitter der V ol l-
modelle bestehen aus annähernd 117.000 Knoten und 132.0 00 l inearen Elementen.

Bild 3.7 Gitterg eometrie der einlagigen MAG-Sch w eißver bindungen (FE-Vollmod elle). Blau - separ at
mode ll ierte Schm el z badgeometrie, Magen t a - Geometrie der Stumpfstoßkonf iguration

3.2.1.3 Thermoph y sik alische M odellierung
 Thermische Modellierung
Die W ärm eleitungsgleichung (Gleichung 2.3) wird unter manueller Vorgabe von An fangs -
und Randbe d ingungen auf d e n in Abschnitt 3.2.1.2 eingef üh rten Rechengebieten gelöst.
Die nahezu adiabate W ir k ung der Keramikbadstütze (Bild 3.2 ) wurde durch die thermischen
Randbedingung (Bild 3 .8) insoweit berücksichtigt, als dass der konvektive W ärmetransport
vollständig und der radiative W är m etransport teilweise unterbunden wurde.

Bild 3.8 Thermische Randbe dingung en am Beispiel v on R2
Der Eintrag und die geometrische Verteilung de r Schweißw ärme wird d urch den Einsatz
gaußverteilter [ 87 ] und doppelellipsoider [ 88 ] W ärmequell e n geleistet. Die während der
( 𝛾 → 𝛼 )-Festphasenumwandlung frei werdende Umwandlungswärme (latente W ärme) wurde
durch eine dem Schweißprozess nachlaufende doppelellipsoide W ä rmequelle m odelliert.
Für den W erk s toff S355J2+N entstammen die thermodynamischen W e rksto ffkennw e rte aus
der SYSWELD ® -Datenbank entsp rechend dem W er ks toff S355J2G3 [ 147]. Auf Grund der
chemischen Ähn lichkeit (Tabelle 4.3-4.4) wurden für d ie W er kstoffe S9 60QL, W EKO 4 ® und
ED - FK 1000 ® di e gleichen W erte verw end et. Für den Zusatzw erk stoff CN 13/4- IG ® wurden
diese im Zuge der Temperaturfeldkalibrierung zw e ckmäßig angepasst (Bild 3.9).
Die berechneten Temp eraturv e rläufe und Schmelzbadgeo metri en sind in Bild 4. 42 / 4 . 43 de n
experimentell erfassten Größen gegenübergestellt. Au s Gründen der Über s ichtl ichkeit wu r-
de e ine bezüglich der Auswertepositionen zw e ckmäßige Verschiebung auf der Zeitachse
gewählt . Ein Verg l eich d er e x pe rimentelle n und n umerischen Energ i eeinträge i s t du rc h
Tabelle 4. 17 gegeben.

Bild 3.9 Thermod y nam is che W erksto f fkennwerte

 Metallurgische Modellierung
Die M od ellierung der diffusionsgesteuerten ( 𝛼 ↔ 𝛾 )-G e fügeumw an dlungen beruht auf der
Anwendung d es M ode lls von Leblond - Devaux (Gleichung 2.7 ) [ 93 ], während die marte nsit i-
sche ( 𝛾 → 𝛼 )-G efügeumwandlung auf dem Modell nach Koistinen - Marbur ger (Gleichung 2.8 )
basiert . Die Anpassung der zugehörigen freien M odel lpar ameter wurde m anuell vorg e-
nommen. Di e Ableitung der e ingesetzten Umwandlungskinetiken beruht auf den Erkenn t-
nissen der Ex perim ente zum Um wandlungsverhalten (Abschn itt 4.3.2 , Bild 4.6-4. 10 ). Die
M o dellieru ng angelassener W erkstoffbereiche wurde vernachlä ssigt
WEZ und Schmelzbadbereich von R1
Zur Modellierung der ( 𝛼 → 𝛾 )-Umwandlung von R1 wurde angenommen, dass nur der inne r-
halb der grauen Kurven liegende W er k stoffbereich in Bild 4.2 mit Härtewerten größer
180 HV0,5 einer Austenitisier u ng un terlag. Um dieses Au steni tisierungsgebi et n umerisch
nachzubilden, wurden die durch Gleeble ® -Dilatomerversuche b estimmten 𝐴 c1 -/ 𝐴 c3 -Tempe-
raturen (Bild 4. 6) zweckmäßig zu höheren Temperaturen verschoben. Das sich somit ei n-
stellende Austenitisierungsgebiet ist Bild 4. 44 gegeben.
Im Zuge der Temperaturfeldnachbildung wurde eine Abkühlzeit von 𝑡 8,5 ≈ 13,5 s berechnet
(Bild 4. 42 ). In Übereinsti mmung mit einem dem Grundw e rkstoff entspre c henden SZTU-
Diagramm a u s Seyffa rth [ 46 ] w urde fü r den umwandelnd en W EZ-Bereich ei ne 80 %ige
bainitische und 2 0 %ige ferritische ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlu ng modelliert. Demen tsprechend wu r-
de m ittels eines FEM-Stabmod ells eine Dilatometerkurve für da s W EZ-Umw a ndlungs-
verhalten berechnet. Diese ist in Bild 4. 45 einer experimentellen Gleeble ® -Dilatometerkurv e
gegenüber gestellt. Die M odellierung der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung des S chmelzbadbereich s
wird in [ 78 ] detailliert beschrieben. Im W esen tl ichen weisen die mi t ~220 HV1 0 (Bild 4 .2 )
niedrigen Härtewerte des Schmelzbadbereichs im Vergleich mit der lokalen M ikros truktur
auf eine Variation von allotriomorphischem und nadelferritischem Mischgefüge hin [ 148 ] .
Darum wurde von einer rein ferritischen ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung au s gegangen.

54
WEZ von R2 / R3
Der in Bi ld 4.2-links durch die mag entafarbenen Ku rven umschlossene Bereich umfasst die
TZ und einen T ei lbereich der NZ ( Bil d 2.1) und wird im Folgenden als Fe i nkornzone (FZ)
zusammengefasst. Der zwischen dem Schmelzbad und der FZ liegende Bereich wird hier
zweckmäßig als durchschnittliche Kornzone (DZ) bezeichnet (Bild 3. 10 ).
Die in Absch nitt 4. 3 .2 durchgeführten Untersuchungen zu m Umwandlungsverhalten (Dil a-
tometerkurven-Bild 4.7, Mikrostruktur -Bild 4.8) zeigen auf, da s s sich für die in der DZ auftr e-
tenden Au stenitkorngrößen für 𝑡 8,5 ≤ 14 s rei n martensitische Festphasenanteile ergeben.
Im Zuge der Temperaturfeldnachbildung wurde ein mittlerer W E Z -Temperaturzyklus mit
𝑡 8,5 = 10 s extrahiert und i n da s S960QL-SZTU (Bild 4.9) eingezeichnet, wobei diese r W EZ-
Temperaturzyklus ger ad e noch nicht das bainitische -martensitische M ischphasengebiert
schneidet. Nach [ 43 , 44 ] würde jedoch das in d er FZ befindliche und gegenüber der DZ
kleinere Austenit k orn unter der W irku ng de s mittler en W E Z -Temperaturzyklus zu b ainit i-
schen Festphasenanteilen führen. Da in dieser Arbeit j edoch von einer korngrößenabhä n-
gigen Modellierung d es ( 𝛾 → 𝛼 )-Um w a ndlungsverhaltens abgesehen wurde und d ie Z u-
sammensatzung der FZ unbekannt ist, w ird die FZ als um wandlungsfrei an genomm en und
nur die DZ bei der Modellier ung der ( 𝛼 ↔ 𝛾 )-Umwandlung berücksichtigt. Um dies zu b e-
werkstelligen wurden auch hier wie im Fall von R1 die durch Gleeble ® -Dila tom erversuche
bestimmten 𝐴 c1 -/ 𝐴 c3 -Tempera turen zw ec kmäßig zu höheren Tempera tu ren verschoben ,
wodurch sich die in B i ld 4. 44 gez e igten Austenitisierungsgebiete einstellten.
Basierend auf dem S960 QL-SZT U (Bild 4.9 ) wurde m it einer Abkühlzeit des mittleren W EZ -
Temperaturzyklus von 𝑡 8,5 = 10 s eine rei n martensitische ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung für die DZ
angenommen. Dabe i w urde n die freien Parameter der Gl eichung 2.8 zu 𝑀 s = 420 °C und
KM
= 0,02856 gesetzt.
M i t den eb en aufgeführten Modellierungsannahmen wurde mittels eines FEM -Stabmodells
eine Dilatometerkurve für das Umwandlungsverhalten der DZ ( W EZ) berechnet. Diese ist in
Bild 4. 46 der experimentellen Gleeble ® -Dilatometerkurve gegenüber gestellt.

Bild 3. 10 W EZ-Eintei lung in Fein- und durchschn ittliche K ornz one (FZ, DZ) , link s – R2, re c hts – R3
Schmelzbadbereich von R2
Da der Grun dwerkstoff unter Einsatz des chemisch ähnlichen , artgleichen Zusatzw e rkstoffs
ED - FK 1000 ® v erschweißt wurde und die quantitativen Härtewerte des Schmelzbadb e-
reichs (Bild 4.2) haupts ächlich innerhalb der eingezeichneten Härte w e rtstreuung der
S960QL- Gleeble ® - Pr obe für 𝑡 8,5 = 14 s liegen, wurde auch hier von einer rein ma rtensi t i-
schen ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung ausgegangen .
Die ( 𝛼 ↔ 𝛾 )-Umwandlungsmodellierung des Schmelzbad b ereichs entspricht vol lständig der
M o dellieru ng der soeben erläu terte n ( 𝛼 ↔ 𝛾 )-Umwandlung der WEZ von R2 und R3 .

55
Schmelzbadbereich von R3
Das qualitative Elementmapping (Bild 4.3 -lin ks) weist eine durch Aufmischung verurs achte
diskontinuierliche 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Ve rteilung innerhalb de s Schmelzbadbe rei chs auf , deren E influss
auf die ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung berücksichtigt wurde. Zur Berechnung der 𝑀 s -Temperaturen
der Bereic he A u nd B wurde Gleichung 2. 18 angewandt, deren Gül tigkeit zunächst a n dem
Probenmaterial der 33 -lagigen Schweißgutproben des Zusatzwerkstoffs CN 13/4 - IG ® (A b-
schnitt 3.1.2 ) wie folgt nachgew ie sen wurde.
Die am Nahtquerschliff der 33-l agigen S chweißgutproben entlang der Linien L1 und L2
durchgeführten ESM A -Analysen (Bild 4.4 ) führen auf die in T ab elle 3 . 14 aufgeführten 𝐶𝑟 -
𝑁𝑖 -Mittelwerte. In Zusammenhang mit den Liefe rzeugni s angaben des Zusatzwerkstoffs
CN 13/4- IG ® (Tabelle 4 .2) fo lgt eine nach Gleic h ung 2. 18 berechnete 𝑀 s -Temperatur v o n
Ø 𝑀 s ≈ 244 °C, welche eine Abweichung zu experimentellen Er gebnissen von Ø 𝑀 s ≈ 252 °C
(CN 13/4- IG ® -SZTU, Bi ld 4. 10 -lin ks) mit ∆ 𝑇 ≈ -8 K aufw eist . Die Anw e ndbarkeit von Gl e i-
chung 2. 18 zur Berechnung der 𝑀 s -Temp eraturen für die Bereiche A/ B ist somit plausibel.
Die auf Höhe der Linien L1 und L2 mittels ESM A -Analysen (Bild 4. 3-rechts) quantitati v
bestimmten 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Mittelwerte des R3 -Sch melzbadbereichs sind in Tabel le 3. 14 gegeben.
M i t Hil fe der Ergebnisse begleitender Funkenspek tralanalysen am R3 -Nahtquerschliff ( A b-
schnitt 3.1.3) führt Gleichung 2. 18 auf Ø 𝑀 s , L1 ≈ 330 °C und Ø 𝑀 s , L2 ≈ 260 °C.
Tabelle 3. 14 Berechnete
M
s -Tem peraturen
chem. Elemente in wt %

𝐶

𝑀𝑛

𝑀𝑜

𝐶𝑟

𝑁𝑖

33 -lagige Schweißgutprobe (Bild 4.4)

Lieferzeugnis

ESMA

Gleichung 2. 18

0,01

0,7

0,4

4,5

𝑀 s ≈ 2 44 °C

R3 -Schmelzbad (Bild 4.3)

Funkenspektralanalyse

ESMA

Gleichung 2. 18

0,09

0,95

0,25

L1: 6,5
L2: 9,5

L1: 2,5
L2: 3,5

𝑀 s , L1 ≈ 330 °C = 𝑀 s , A
𝑀 s , L2 ≈ 260 °C = 𝑀 s , B

Ausgehend von dem q ualitativ e n Elementmapping ( Bild 4 .3-links) wird das Schmelzbad des
numerischen M odells in einen o beren Bereich A und einen u nteren Bereich B aufgeteilt
(Bild 3. 11 -links) . Hierzu wird dem Bereich A eine 𝑀 s -Temperatur von 𝑀 s , A = 𝑀 s , L1 ≈ 330 °C
und dem Bereich B eine 𝑀 s -Tempe ratur von 𝑀 s , B = 𝑀 s , L2 ≈ 26 0 °C zuge wiesen.
Für die Einflussanaly s en w ird ein weiteres n umeris c hes Schmelzbadmodell benötigt
(Bild 3. 11 -rechts), in welchem unter der Annahme einer über den gesamten Schmelzbadb e-
reich homogenen 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Verteilung d er Aufmischungseffekt vernachlässigt wird. Die durc h-
schnittliche 𝑀 s , Ø -Temperatur dieses Schmelzbadbereich s w urd e wie folgt berechnet:
𝑀 s , Ø = 0,5 ∙ ( 𝑀 s , A + 𝑀 s , B )

Gleichung 3 . 2

mit 𝑀 s, Ø - durchschnittliche Martensitstarttem peratur

56
Zur Modellierung der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungskinetik werden die soeben abgeleiteten 𝑀 s -Tem-
peraturen mi t
KM
= 0, 038 in Gleichung 2.8 ei ngesetzt. Eine m it
KM
= 0,038 und 𝑀 s =
252 °C berechnete Dilatomet e rkurve ist e iner experimentell b estimmten Gleeble ® -Dilato-
meterkurve des Zusatzw e rkstoffs CN 13/4- IG ® in Bild 4. 47 ge g enüber gestellt.

Bild 3. 11 Schm el z badaufteilung S960QL – CN 13 / 4 IG ® , links - B erüc k sichtigu ng des Aufm i-
schungsef f ektes durch v erschied en e 𝑀 s -Bere iche, rech t s - Schme l z bad mit homogenem 𝑀 s -Bereich

3.2.1.4 Thermomechanische Modellierung
 Berechnungsmethodik
Die Berechnung der Gesamtdehnung (Gleichung 2. 10 ) beruht auf der klassischen Theori e
des e lastisch-plastischen isotr op en M ateri alverhalten s (Abschnitt 2. 3 .2). D er Ausgangsz u-
stand der Grund w erkstoffbleche wurde als eigenspannungs- u nd beanspruchungsfrei a n-
genommen . Die Berechnung der elastischen Dehnung en basiert auf dem Gesetz von
Hooke (Gleichung 2. 11 ). Als Fl ießgesetz zur Berechnung der plastischen Dehnungen
kommt Gleichung 2. 12 zur Anw end ung. Di e Fließbedingung zur Trennung des elastischen
und plastischen W er k stoffver h altens w u rde über das gewichtete Plastizitätskriterium 𝐹 gew
realisiert (Gleichung 2. 15 ). Zu r Modellierung eines gemischt iso trop-kinematischen Verfe s-
tigungsverhaltens wurde der Ska lierungsfaktor 𝑃 iso (Gle ichung 2. 15 ) auf alle Festphasen
und Werkstoffbereiche einer Referenzschweißung gleicher maßen angewandt.
Das nicht - lineare plastische Verfestigungsverhalten w ird an in der M a terialdatenbank hinte r-
legten fes tphasen- und temperaturabhängigen multi -linearen Fließkurven abgeleitet . Bei
der Präsenz von Mischgefügen wurden die zur Berechnung der elastischen und plastischen
Dehnungsanteile notwendigen Fließgren zen un d die Fließkurven entsprechend der m o-
me ntan vorliegenden Gefügeanteile unter Anwendung der linearen Mischungsregel nach
Gleichung 2.9 gewichtet.
Die v olumetrische n Dehnungskomponenten (Gleichung 2. 16 ) wurden anhand von in der
Datenbank hinterlegten gefügespezifischen thermischen Dehnungswerten direkt vorgeg e-
ben. Di e w ä hrend der ( 𝛼 ↔ 𝛾 )-Festphasenumw a ndlung resul ti e ren de volumetrische De h-
nung wurde entsprechend der momentan vorli egenden Gefügebestandteile durch die in
Gleichung 2.9 aufgeführte lineare Mischungsregel berechnet.
Die Berechnung der umwandlungsplastis chen Dehnung ba s iert auf dem von Leblond fo r-
mulierten Ansatz (G leichung 2. 17 ). Hierfür wurden konstante, v on T e mperatur und Spa n-
nung szustand unabhängige materialspezifische UP -Parameter 𝐾 vorgegeben.
Im Temperaturbe r eich oberhalb der Sol idustemperatur wurde für da s vorli egende therm o-
mechanische Modell das Konzept der Abschneidetemperatur v e rfolgt , wobei letztere mit der
Solidustemperatur gleichgesetzt wurde .

57
Die durc h die martensitische Festphasenumwandlung starke Reduzierung der in der aust e-
nitischen Festphase akkumulierten p lastischen Dehnungen wurde ins oweit berüc k sichtigt ,
als dass die im Austenit akku m ulierten plastischen Dehnungen im Zuge der martensitischen
Umwandlung vo l lständig zurückgesetzt wurden.
Das Volumen des Zusatzw e rks toffs wurde in d er Gitte rstruktur (Bild 3 .7 ) be r eits be i
Schweißbeginn berücksichtigt und w u rde als künstlic he Festphase dekl ariert (‚ ruhige El e-
mentmethode‘ [145] ).
Zur Be rücksichtigung des n ichtlinearen Materialverhaltens und nicht linearer (großer) Ve r-
formungen wurde de r La gran g e -Ansatz zur Berechnung der elastisch-plastischen Steifi g-
keitsmatrix des ma sseverbun d enden Elementnetzes eingesetzt. Die Steifigkeitsmatrix wu r-
de fü r di e innerhalb eines Zeitinkrements notwendigen Iterationsschritte m it Hilfe e iner
impliziten Rückwärtselementspannung sintegration jeweils n e u berechnet.
 Mechanische Randbedingungen
Zur Nachbildung de r rotationsfreien „Einpunktlagerung“ ( Bild 3.1/ 3.2 ) wurden auf der linken
Blechunterseite die Koten a - g ( Bild 3. 12 ) so ausge w ählt, d ass diese in Position und A b-
stand den re alen Lagerungspunkt bestmöglich wieders piegeln. Durch die in Tabelle 3. 15
definierten Besch ränkungen der tra nslatorischen Freiheitsgrade w erden zum einen die
Rotationsbewegungen des FE-Voll modells um den Lagerungspunkt vollständig blockiert
und zum anderen eine lagerungsbedingte Entstehung von Biegemom enten unterbunden.

Bild 3. 12 Lagerung des FE -
Vollmode lls

Tabelle 3. 15 Me ch. Randbed ingungen - FE -Vollmode ll

Knoten

Koordinate

𝒙

144

156

144

150

156

144

156

𝒚

30,5

34,5

38,5

𝒛

Verschiebung
blockiert in

𝒛

𝒚

𝒙

𝒚

𝒛

Die für die FE-Halbmodelle (Bild 3. 13 ) zugehörigen mechanischen Randbedingungen we r-
den unter Ausnutzung von Symmetriebedingungen in d er ( 𝑥 - 𝑧 )-Spiegelebene formuliert. In
Tabelle 3. 16 sind die Beschränkungen der translatorischen Fre iheitsgrade für die Knoten
a/ b und für die in der ( 𝑥 - 𝑧 )-Spi egelebene liegenden Knoten c definiert . Dies ermöglicht die
rechnerische Nachbildung von Schweißungen ohne äußerli che Schrumpfbehinderungen.

Bild 3. 13 Lagerung des FE -Halbmod ells

Tabelle 3. 16 Me ch. Randbeding ungen - FE -Halbmode ll

Knoten

Koordinate

𝒙

300

( 𝑥 - 𝑧 )-Spiegelebene
bei 𝑦 = 0

𝒚

𝒛

Verschiebung
blockiert in

𝒙 & 𝒛

𝒛

𝒚

58
Für die Variationsrechnungen mit äußerer Sch rum p fbehinderung wurden die m echanischen
Randbedingungen für R2 und R3 so modifiziert, dass d iese die Einspannbedingungen e i ner
starren (Box-)Konstruk tion approx i mieren (T abelle 3. 17 ). Zur Nac hbildung e ines maximal
möglichen Einspanngr a des wurden di e i m Bereich der g rauen Fläche liegenden Kno ten
(Bild 3. 14 ) der Blechober- und Unte rseite m it Federsteifigkeiten von 𝑘 x = 𝑘 y = 𝑘 z = 1, 54
MN/mm versehen. Mit ein em Oberflächeninhalt der gr a uen Flächen von 𝐴 = 8850 mm 2 folgt
mit einer Gesamtanzahl der in diesen Bereichen liegenden Knote n von 𝑛 = 1208 eine mit t-
lere Knotendichte pro Fläche von ≈ 0,1365 Knoten/ mm 2 . Unte r der Annahme e iner äqu i-
distanten Knotenverteilung der in den b etreffenden Bereichen liegenden Oberflächenknoten
folgt hieraus eine ‚flächenbezogene Federsteifigkeit‘ in 𝑥 -, 𝑦 - un d 𝑧 -Richtung von 𝑘 ≈
210 GPa, was wiederum dem 𝐸 -Modul des betrachteten W er kstoffs S9 60QL b ei Ra umte m-
peratur entspricht. Die s o modifizierten Ran dbedingungen vor Beginn des Sc hweißproze s-
ses aufgeprägt und bis zur Abkühlung der Schw ei ßverbindung au frec h terhalten.

Bild 3. 14 Lagerung des FE -Halbmod ells
un ter Einspann ung

Tabelle 3. 17 Me ch. Randbeding ungen unter Einspan nung

Blockierung de r Verschiebungen der Kn oten a, b
und c nach Tabe l le 3. 16

Federkonstante der in den grauen Flächen liege n-
den Knoten: 𝑘 x , 𝑘 y , 𝑘 z = 1,54 M N ∙ mm -1

 Bereitstellung der thermomechanischen Materialkenn w erte
Für R2 / R3 wurden alle verw en deten thermomechanischen Kennwerte auf experimentelle m
W eg bestimmt (Abschnitt 3.1.4 ), wobei die zugrunde liegen den Probenwerkstoffe mit den en
in den Sc hweißexperimenten (Ab schnitt 3 .1.2) verw e ndeten W erkstoffen ü b ereinstimmen .
Für R1 entstammen die Dehngrenzen und die Fließkurven der SYSWELD ® -Materialdaten-
bank fü r den W er ks toff S355J2G3 [ 109 ]. Die in dieser Arb eit ver wendete Bereitstellung der
M a terialke nnw erte ist dur c h Tabelle 3. 18 gegeben.
Tabelle 3. 18 Bereitstellung der therm omechanischen Ma t erialkennwerte
Schweißverbindungen

thermomechanische Kennwerte

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 ) , 𝝈 ( 𝜺, 𝜺 󰇗 )

𝑬 𝝂 𝜺 th 𝑲

S355J2+N – W EKO 4 ® / R1

SYSWELD ® -D a tenbank [109]

S960QL – ED - FK 1 000 ® / R2

experimentell ermittelte Kennw erte
(Abschnitt 3.1.4)

S960QL – CN 13/4- IG ® / R3

 Zuweisung der thermomech anischen Materialkennwerte
Die Verwendung unterschiedl icher Grund- und Zu s atzw e rkstoffe, die lokal auftretenden
unterschiedlichen Temperaturhistorien und d ie Berechnungsmethodiken erfordern für die in
Bild 3. 15 gezeigten Bereiche 1 u nd 2 die Vorgabe differenter W erkstoffkennw e rte.

Bild 3. 15 Zuweisung der thermom echanischen Materialken nwerte am Beispiel von R2, 1 und 1‘ -
Bereiche der Grundwer kstoffe , 2 - Bereich de s Schmelz bades
R1
Für die Bereiche 1 und 2 ( Bild 3. 15 ) werden die für den Grundwerkstoff S355J2+N in A b-
schnitt 3.1.4 experimentell bestimmten Kennwerte 𝜀 th , 𝐸 und 𝜈 (Tabelle 4.7/4.8 ) und d er
UP -Parameter mit 𝐾 = 7,3 ∙ 10 -5 MPa -1 (Bild 4. 12 ) gleichermaßen vorgegeben. Für den B e-
reich 1 werden d ie Kennwerte 𝑅 e und 𝜎 ( 𝜀 ) der SYSWELD ® -Daten ban k [109] entnommen.
W ie i n [ 78 ] ausführlich a rgumentiert, b edurfte es im Bereich 2 fü r die im Zuge der ( γ → α )-
Festphasenumwandlung entstehenden Festphase Nadelferrit ei ner separaten Anpassung
der Ke nnwerte 𝑅 e und 𝜎 ( 𝜀 ) . Hier wurde mit Hilfe der in der SYSWELD ® -Datenbank hi nte r-
legten Kennwerte 𝑅 e und 𝜎 ( 𝜀 ) ei n Verfe stigungsverhalten entsprechend 40 % Fe rrit und
60 % Bainit modelliert. Für R1 wird ein rein isotropes Verfestigungsverhalten angenommen.
Abschätzung des isotrop-kinematischen Verfestigungsverhaltens von R2 / R3
Im Rahmen von Voruntersuchungen wurden unter Einsatz der in Abschnitt 3.1.4 ermittelten
Kennwerte fü r den W erkstoff S960QL zyklische W armzug -/ W arm s tauchversuche simuliert.
Zur M odelli erung des g emisc ht isotrop -kinematische Ve rfestigungsverhaltens wurde d er
Skalierungsfaktor 𝑃 i so (Gleichun g 2. 15 ) mit ∆𝑃 iso = 0 ,2 zw i schen 0 ≤ 𝑃 iso ≤ 1 variiert. Die
so simulierten zyklischen W armzug -/ W ar m stauchkurven ( Bild 4. 48 /4 . 49 ) zeigen a uf, d as s
der W erk stoff S960QL mit abnehmender Temperatur zune hme nd kinematisch entfestigt.
Schlussfolgernd w ird bei Einsatz d es W erkstoffs S960QL ein gemischt isotrop -kinema-
tisches Verfestigungsverhalten im Zuge der Schw ei ßstruktursimulation berücksichtigt.
Zur Anpa s sung d es vorzugebenden Faktors 𝑃 i so wurden a n d en Ref erenzfällen R2 / R3
Variationsrechnungen bezüglich 𝑃 iso durc hgeführt, wobei für die Bereiche 1 u nd 2
(Bild 3. 15 ) der gleiche W ert eingestellt wurde. Es zeigte sich, dass mi t 𝑃 iso = 0,2 die bei
Raumtemperatur berechneten Längseigenspannungen b estmöglich mit denen durch Neu t-
ronendiffraktometrie ermittelten W e rten üb ereinstimmen. Somit wurde zur the rmomechan i-
schen Modellierung der Referenzfälle R2 / R3 von 𝑃 iso = konstant = 0,2 ausgegangen .
R2
Für b eide Bereiche 1 und 2 (Bild 3. 15 ) wurden die für den Grund w erksto ff S960QL e x pe r i-
mentell b estimmten Kennwerte 𝜀 th , 𝐸 und 𝜈 (Tabelle 4.7/4.8 ) und der UP -Parameter m it
𝐾 = 6,9 ∙ 10 -5 M Pa -1 (Bild 4. 12 ) gleic hermaßen vorgegeben . Für die Be reiche 1 und 2 wurd en
die fü r den Grundwerkstoff S960QL und seine zugehörigen Festphasen er m ittelten Ken n-
werte 𝑅 e ( 𝜀 󰇗 ) und 𝜎 ( 𝜀 , 𝜀 󰇗 ) (Ab schnitt 4.3.5) berücksichtigt, wobei für den Bereich 1 das Verfe s-
tigungsverhalten für h ohe Dehnraten ( 𝜀󰇗 II ) und für den Be reich 2 das Verfestigungsverhalten
für niedrige Dehnraten ( 𝜀 󰇗 I ) a ngenommen wurde ( Ta belle 3. 11 ).
Für die Bereiche 1 und 2 wurde e in gemischt isotrop -kinematisches Verfestigungsverhalten
mit den gewichteten Plastizitätskriterium 𝐹 gew ( 𝑃 iso = 0,2 ) (Gleichung 2. 15 ) berücksichtigt.

60
R3
Die Kenn w e rtzuw eisung en für den Bereich 1 (Bild 3. 15 ) entsprechen denen i m di rekt vo r-
hergehen Teilabs c hnitt für R2 vorgenommen Zuweisungen und berücksichtigt das Verfest i-
gungsverhalten für hohe Dehnraten ( 𝜀󰇗 II ). Für den Bereich 2 w urd en die für den Zusatzwer k-
stoff CN 13/4- IG ® ex peri mentell bestimmten Kennw e rte 𝜀 th , 𝐸 und 𝜈 (Tabell e 4.7/4.8 ) und
der UP -Parameter mit 𝐾 = 5 ,3 ∙ 10 - 5 MPa -1 (Bild 4. 12 ) vorgeg eben . Zudem wurden fü r den
Bereich 2 die für den Zusatzwerks toff CN 13/4- IG ® er mittelten Kennwerte 𝑅 e ( 𝜀 󰇗 ) und 𝜎 ( 𝜀 , 𝜀 󰇗 )
(Abschnitt 4.3.5) berücksichtigt un d ei n Verfestigungsverhalten für n iedrige De hn raten ( 𝜀 󰇗 I )
angenommen ( Ta belle 3. 11 ).
Für die Bereiche 1 und 2 wurde m it 𝐹 gew ( 𝑃 iso = 0,2) (Gleic hung 2. 15 ) das gleiche gemischt
isotrop-kinematische V erfestigungsverhalten wie für R2 angenomme n.
 Validierung der SE und des SV
Die in den nächsten Teilab s chnitten v o llzogenen Auswertungen wurden an FE-Voll-
modellen durchgeführt (Bi ld 3.7 ) und erfolgt en bei 𝑥 = 2 20 (Bild 3.1).
SE auf den Oberflächen
Zur Auswertung der SE auf den Oberflächen wurden die an den Gaußpunkten berechnet en
W er te d er Längs- und Quereigenspannungen auf die Position de r Oberflächenknoten
ex tra poliert. Die experimentellen und berechneten SE -Ko mponenten d er Referenzfälle R1 ,
R2 und R3 sind in Bild 4. 50 -4. 52 gegenübergestellt.
SE im Volumen
Um eine Vergleichbarkeit der berechneten un d auf experimentelle m W eg über ein Messv o-
lumen hinweg integral erfassten SE -Komponenten zu g ewährleisten, wurden di e an den
Gaußpunkten berechneten SE im Volumen der jeweils üb ereinander l iegenden FE -
Volumenelemente (graue F l ächen-Bild 3. 16 ) ge nu tzt u m den M itte lwert der SE -Kompo-
nenten auf Höhe d er Messposition en ( 𝑧 -Richtung) der Beugungsex perim ente zu berec h-
nen . Die so für R2 und R3 be i 𝑧 = {1,5; 3 ; 4,5} berechneten SE -Kom ponenten s ind zusa m-
men mit den experimentellen Ergebnissen in Bild 4. 53 -4. 58 zu fin den.

Bild 3. 16 Auswertepo sitionen de r Volumeneigenspa nnunge n bei 𝑥 = 220 (Bild 3.1) , s chwarz e
Punkte – Zen t rum der Messvolume n der Ne utronenb eugung, graue Flächen – in A u swertung ei n-
be zogen e FE-Volume nelemente, rot – Mes svolumen der Ne utronen beugung (Bild 3.5/3.6)
Winkelverzug und Durchbiegung
An den über eine „Einpunktlagerung “ fix ierte n FE -Vollmodellen (Bild 3.7 ) w urden die tr a n-
sienten 𝑧 -Verschiebungen a n den Positionen der Punkte P1, P2 und P3 (Bild 3.2 ) e x tr a-
hiert. Anschließen kam es mit Hilfe von Gle i chung 3.1 zur Berechnungen der tra nsienten

61
Durchbiegung Δ𝑧 ( 𝑡 ) . Die berechn ete n transienten 𝑧 -Vers chiebungen der Punkte P1, P2
und P3 und die hieraus folgenden Durchbiegungen Δ 𝑧 ( 𝑡 ) sowie de r transiente W in kelve r-
zu g sind de nen durc h da s o ptische M esssystem ARAM IS ® experimen tell ermitte lten
Schweißverzügen in Bild 4 . 59 - 4. 61 gegenübergestellt.
3.2.2 Einflussanal ysen
Anhand der im Modellaufbau (Abschni tt 3.2.1) vorgenomme n en Modellierungsschritte un d
zugehöriger Validierung der Referen zfälle R1 - R3 konnte gezeigt werden, dass d ie entw i-
ckelten Modelle zur Sc hweißstruktursimulation in der Lage sind , die verbleibenden SE und
die sic h ausbildenden SV realitätsnah nachzubilden . Darauf aufbauend w urd en die FE-
Halbmodelle (Abschnitt 3.2.1.2 , Bild 3. 13 ) der Ref erenzfälle R2 und R3 ge nutzt um d ie
Änderung d e r SE und des SV durch w erkstoffspezifische Modellvariation en zu unters u-
chen. In Bezug zu den Hauptanliegen d ieser Arbeit (Abschnitt 2 .5 ) w urde hierbei auf di e
Reduzierung der e rforder lichen Anzahl von Materialk ennw erte n zur Dat enbankgeneri erun g
und auf die Reduzierung des M o dellieru ngsaufw an des a bgezielt. W eiterhin wird das Ph ä-
nomen des Aufmischungseffektes untersucht, u m einen Be itrag zum Verständnis d er R i s s-
problematik beim nichtartgleichen Schweißen umwandlungsfähiger h ochlegierter Zusat z-
werkstoffe zu leisten.
Die Einflussanalysen untergliedern sich in Untersuchungen zum Einfluss der W ar mzugku r-
ven, zum Umwandlungsverhalten und auf das Phänomen des Aufmischungseffektes. I n-
nerhalb d er An al ysen zum Einfluss der W armzugkurven wurden d er Einf l uss des de h nr a-
tenabhängigen W a rmzugverhaltens ( R2 , R3 ) un d der Einfluss d er W armzugkurvenvariation
( R2 , R3 ) untersucht. Di e Unter s uchungen zum Umwandlungsv erhalten beziehen s ich dabei
auf die U mwandlungsplastizität ( R2 , R3 ) und auf die martensitische Umwandlun g des hoc h-
legierten Zusatzwerkstoffs CN 13/4- IG ® ( R3 ). Abschließend wurde der durch die diskontin u-
ierliche 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Verte ilung im Schmelzbadbereich der S chweißverbindung S960QL – CN
13/4- IG ® ( R3 ) verurs achte Aufmischungseffekt analysiert und da rauf Aufbauend der Einsatz
höherlegierter Zusatzwerkstoffe s imuliert und de r inhomogene Aufmisch ungsgrad variiert .
Als Analysekriterien dienten die SE und der SV . Dabei wurden die verbleibenden SE und
der verbleibende SV ausschließlich a n den nach dem Schweißpr ozess auf Raumtemper a-
tur abgekühlten Schweißverbindungen ausgewertet. Hierbei wurde der SV an de r Position
P2 (Bild 3.2) durch d ie nach G lei chung 3.1 berechnete Durchbiegung ∆𝑧 und dem zur Pos i-
tion P2 gehörenden W in k elverz u g 𝛼 w iederge geben.
3.2.2.1 Warmzugkurven
Für die Referenzfälle R2 und R3 kam es innerhalb der thermomechanischen M o dellierung
(Abschnitt 3.2.1. 4) für die Bereiche 1 und 2 (Bild 3. 15 ) z u einer Zuw e isung werkstoffabhä n-
giger W a rmzugkurven, welche auf einem Verfestigu n gsverhalten bezüglich unterschiedl i-
cher Dehnraten basieren ( Ta belle 3. 11 ). Dabei wurde für den Berei ch 1 das Verfestigung s-
verhalten für hohe Dehnraten ( 𝜀 󰇗 II - temperaturabhängig) un d für den Be reich 2 das Ve rfest i-
gungsverhalten für niedrige Dehnraten ( 𝜀 󰇗 I - ko nstant) angeno mm en.
Es wurde nun u ntersucht, welchen Ein flu s s die Im plementier u ng der in Abschnitt 3.1.4.2 auf
unterschiedlichen Dehnrat e nkonzepten ermittelten W armzugkurven auf die SE und den S V
ausüben. Hie rzu wurden für die Bereiche 1 und 2 der Ref e renzfälle R2 und R3 verschied e-

62
ne W armzugkurven hinsichtlich ihrer D ehnratenabhängigkeit vorgegeben (Tabelle 3. 19 ).
Das zugeh örige Verfestigungsverhalten beruht auf den für di e Dehnraten 𝜀󰇗 I und 𝜀 󰇗 II b e-
stimmten W ar mzugkurven nach Ta belle 3. 11 .
SE: Bild 5.1/5.2 | SV: Bild 5.3
Tabelle 3. 19 Variation des dehn ra t enabh ängigen V erfe st igung sv erh altens

dehnratenabhängiges Warmzug verhalten 𝝈 ( … )

Bereich
(Bild 3. 15 )

𝜀 󰇗 I

𝜀 󰇗 II

𝜀 󰇗 I

𝜀 󰇗 II

Die (experimentelle ) Bereitst e llung von Materialkennwerten, insbesond ere zur Beschre i-
bung des Verfestigungsverhaltens, ist wegen des Zeit - und Kostenaufwands eine Haup t-
problematik im Modellaufbau v o n numerischen Schweißstruktursimulationen [ 12 ]. Es liegt
somit na he den ex perime ntel l en Aufwand für die in der Materialda tenbank hinterlegten
Kennwerte insoweit zu reduzieren , als d a ss die hi ermit berechneten SE u nd der SV noch
folgerichtig w iedergegeben w e rden k önnen. Diesbezüglich wurd en d ie M odel le von R2 und
R3 ge nutzt, um di e Auswirkungen einer schrittweisen Vereinfachung und Reduktion der da s
Verfestigungsverhalten besc hreibenden W armzugkur ven auf die SE und den SV zu ana l y-
sieren.
Abweichend zu den während und na ch d e m Schweißprozess auftretenden k o ntinuierliche n
Temperaturzyklen erfordert di e Durchführung von W ar mzugversuchen eine isotherme
Temperaturführung. Im Fall der in dieser Arbeit unte rsuchten hochfesten W er ks toffe veru r-
sacht diese isotherme T e mperaturführung ab 𝑇 > 60 0 °C En tfes tigungen, welche auf A n-
lassvorgänge und einen dur ch tem peraturinduzierte atomare Gitterschwingungen v e ru r-
sachten Versetzungsabbau zurück zuführen sind . Somit weichen die experimentell ermitte l-
ten W ar m zugeigens c haften z wangsl äufig von denen in der Sc hweißverbindung a uftrete n-
den W armzugeigenschaften ab. W e iterhin liefe r n die Ergebnisse zum dehnratenabhäng i-
gen W armzugverhalten (Abschnitt 5.1.1 , Bild 5.1/5.2) den Hinweis, dass die innerhalb der
zugehörigen Einflussanalyse durchgeführte Variation de r Verfestigungseigen schaften ab 𝑇
≥ 600 °C nahezu k einen Einfluss auf di e verbleibenden SE nimm t. Des halb wurden in e i-
nem e rsten Schritt ( Var1 / 2 , Tabelle 3. 20 ) di e W armzugeigenschaften a b 𝑇 ≥ 600 °C schrit t-
weise vereinfa cht um deren Ei nfluss a uf die SE und den SV zu anal ysieren. Im zweiten
Schritt ( Var3 / 4 , Tabelle 3. 20 ) wurde die Anzahl d er i n der M ate rialdatenbank hinterlegte n
W ar mzugkurven in zw e i Stufen reduziert.
SE: Bild 5.4-5.7 | SV: Bild 5.8
Tabelle 3. 20 Variation der Warmz ugkurveneigens c haf ten und de r War mzugkurvenanz ahl
Var1

𝜎 ( 𝑇 ≥ 600 °C ) := 𝜎 ideal plastisch

Var2

𝜎 ( 𝑇 ≥ 600 °C ) := 𝜎 ideal plastisch ( 𝑇 = 600 °C )

Var3

𝜎 ( 𝑇 ) ; 𝑇 [ °C ] := {20; 200; 400; 600; 800; 1000; 1200; 1 400}

Var4

𝜎 ( 𝑇 ) ; 𝑇 [ °C ] := {20; 300; 600; 900; 1200; 1500}

63
3.2.2.2 Umwandlungsplastizität
Die unter Einsatz der i n Abs chnitt 3.1.4.2 fü r die W erkstoffe S9 60QL und CN 13/4-IG ® e x-
perimentell best immten , m aterialspezifisc hen UP-Parameter 𝐾 (Bil d 4. 12 ) wurden variiert
um den Einfluss der Umwandlungsplastizität auf die SE und den SV zu untersuchen. Dabei
wurden die na ch Tabell e 3. 21 variierten UP-Parameter 𝐾 in die Evolut ionsgleichung 2. 17
eingesetzt und die Berechnungen unter Verwendung der Modelle für R2 und R3 er neut
durchgeführt. Anschließend wurden die m echani s chen Randbedingungen der Modelle so
modifiziert ( Bild 3. 14 , Tabelle 3. 17 ), dass die Schweißverbindungen äußeren Schrumpf b e-
hinderungen ausgesetzt sind. Anhand dieser so modifizierten Modelle wurden vereinzelt e
Variationsrechnungen bezüglich der UP-Paramete r 𝐾 nach Tabelle 3. 21 durchgeführt.
Tabelle 3. 21 Variation des UP -Par ameters 𝐾
Werkstoff

UP -Paramete r 𝑲 in M Pa -1

i =

S960QL

𝐾 i,

S960QL = 6,9 ∙ …

10 -6

10 -5
(Experiment)

10 -4

10 -3

CN 13/4- IG ®

𝐾 i, CN 13/4 - IG = 5,3 ∙ …

 𝑲 -Variation bei latent er Schrumpfung
Für die Variationsrechnungen wurden die UP- Parameter 𝐾 für das Material im Schmel z-
badbereich (B e reich 2, Bild 3. 15 ) und für den angrenzenden Grundw e rkstoff (Bereich 1,
Bild 3. 15 ) ei nzeln vorgegeben und na ch Tabelle 3. 21 gleichermaßen variiert. Bei R2 wu r-
de n für die Bereiche 1 und 2 der gleiche UP-Parameter 𝐾 des W er ks toffs S960QL eing e-
setzt. Für die Schweißverbindung R3 wurde für den Bereich 1 der 𝐾 -W ert des W er kstoffs
S960QL und für den Bereich 2 der 𝐾 - W ert des W e rkstoffs CN 13/4- IG ® angewandt .
SE: Bild 5.9/5. 10 | SV: Bild 5. 11
 𝑲 -Variation bei äußerer Schrumpfbehinderung
Die Be reichszuw eis ungen der UP -Parameter 𝐾 entsprechen denen der Variationsrechnu n-
gen für die latente Schrumpfung , w obei die UP -P arameter 𝐾 anha nd der Fälle i = {1; 3}
(Tabelle 3. 21 ) variiert wurden.
SE : Bild 5. 12 /5. 13
3.2.2.3 Martensitische Umwandlung des LTT-Schweißguts
Zur SE -Reduzierung sollen in der Pra x is verm ehrt hochlegierte Zu satzw erk stoffe eingesetz t
werden [ 61 ], welche au f Grund variierender 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Gehalte unterschiedliche 𝑀 s -Tempera-
turen aufweisen. Zudem w ird die ef fe ktive 𝑀 s -Temperatur des Schmel zbadbereich s durch
die Aufmischung mit den Grundwerkstoffen beeinflusst (Ab s chnitt 3.2.1.3 , „ Schmel z badb e-
reich von R3 “) . Es galt zu untersuchen, inwieweit die 𝑀 s -Va riation d ie verbleibenden SE
und de n SV beeinflussen. Deshalb wurde in diesem Abschnitt eine Einflussanalyse der
martensitischen Umwandlungsk inetik des L TT -Sc hweißguts am Referenzfall R3 durchg e-
fü hrt. Unter der An nah me einer üb er den gesamten Schmelzbadberei c h h omogenen 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -

64
Verteilung wurde d er Aufmischungseffekt vernachlässig t (Bild 3. 11 -rechts) und die marte n-
sitische Umw an dlungskinetik d urch die Variation der mi ttleren 𝑀 s
,
Ø -Temperatur des
Schmelzbadbereichs nach Ta b elle 3. 22 geändert (Gleichung 2.8).
SE : Bild 5. 14 /5. 15 | SV : Bild 5. 17
Tabelle 3. 22 Variation de r
M
s, Ø -Tempe ratur
𝑀 s, Ø in °C ( | Δ𝑀 s | = 62,5 K)

107,5

170

232,5

295

357,5

420

3.2.2.4 A ufm ischung seffekt
Die diskontinui e rliche 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Verteilung (Aufmischung) i m Schmelzbadbereich de r Schwei ß-
verbindu ng R3 (Bild 4.3) verur sacht zw isc hen den Bereichen A und B einen Unterschied in
den 𝑀 s -Tempera turen. Dieser wurde im Rahm en d er metallurgischen Modellierung zu
∆𝑀 s, A - B = 𝑀 s, A − 𝑀 s, B = -70 K berechnet (Gleichung 2. 18 ) u nd ist im numerischen Mode l-
laufbau des Referenzfalls R3 berü cksichtigt (Bild 3. 11 -links ). Die Auswirkung der hie rdur ch
beeinflussten martensitischen ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungskinetik auf d ie SE wird als Aufm i-
schungseffekt bezeichnet und bildet den Untersuchungsgegenstand der im Folgenden
durchgeführten Einflussanalys en . Als Vergleic h skriterien dienen Berechnungsergebnisse,
bei welchen durch die Annahme einer über den gesamten Schmelzbadbereich konstanten
𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Ve rteilung die inhomogene Aufmischung vernachlässigt wurde (Bi ld 3. 11 -re chts) . Die
Berechnung sgrundlage der 𝑀 s, Ø -Temperatur im Schmelzbadbereich mit homogener Au f-
mischung liefert Gleichung 3.2. Alle nu n folgenden Variationsrechnungen basieren auf dem
numerischen M o dell des Referenzfalls R3 , wobei ausschließlich die im Schmelzbad rel e-
vante martensitische Umwandlungskinetik variiert w i rd.
 Transiente Ausbildung der Volumeneigenspannungen
Im präsenten FE -Modell bilde n d i e auf Höhe von 𝑧 = 4,75 und 𝑧 = 4 ,25 liegenden Volume n-
elemente die Grenzschicht der Bere iche A und B des Sc hmelzbades und unterscheiden
sich in ihren 𝑀 s -Temperature n um ∆𝑀 s = -70 K. Um einen möglich en Zusammenhang zw i-
schen der hierdurch verursach te n u nterschiedlichen martensitischen ( 𝛾 → 𝛼 )-Um w andlun gs-
kinetik und den sich aufbauenden Eigenspannungen z u analysieren, wurde die tr an sient e
Ausbildung der Eigenspannungskomponenten im Grenzschichtbereich b etrachtet. Dazu
wurde de r zeitliche Verlauf der be i { 𝑥 ; 𝑦 ; 𝑧 } = {220; 0,2 5; 4,75} und { 𝑥 ; 𝑦 ; 𝑧 } = {220; 0,25;
4,25} (Punkte in Bild 3. 17 ) berechneten Eigenspannungskomponenten mit den momentan
vorliegenden martensitischen Festphasenanteilen in Bild 5. 19 /5. 20 dar gestellt.

Bild 3. 17 Aus w ertepo sit ionen der Schweiß v erbind ung R3 bei 𝑥 = 220, Punkte - Extraktion s positio n
der transienten Eigenspannu ngsv erläufe und martensi t ischen Festphasena nteile

65
 Vergleich zu den experimentellen Messergebnissen
Die mit homogener und inhomogener Auf m ischung berechneten SE wurden den en d urc h
Röntgenbeugun g und durch Neutronenbeugung ermittelten Messergebnissen (Abschnitt
3.1.5 ) gegenüberge stellt. Die Auswertung der SE im Vo lumen basi ert auf d er in Bild 3. 16
erläuterten Methode.
SE : Bild 5. 21 -5. 24 | SV : Bild 5. 25 /5. 26
 Variable Einspannbedingungen
Die Betrachtung der transienten SE -Ausbildung (Bild 5 . 19 ) weist zwischen d en Be rechnu n-
gen mit homogener und i nhomogener Aufmischung auf steile SE -Gradienten i m Gren z-
schichtbereich der Schweißnaht hi n. W ie in Abschnitt 2.4.3 erläutert, können steile SE -
Gradienten eine üb erkritische W ass ers toff konzentration för dern u nd somit die Kal trissanfä l-
ligkeit e r höhen. Mit Hinblick auf die Kal trissanfäll igkeit wurden in [134] einlagige LTT-
Schweißverbindungen unter variab lem Einspanngrad u nte rs ucht. Es s tellte sich heraus,
dass sich die Kaltrissanfälligkeit mit zunehmenden Einsp ann grad v erb esserte. Deshalb
wurde untersucht, i nwiew ei t sich die durch inhomogene Aufmischung verursach t en SE -
Gradienten zwischen der Einspannbedingungen der latente n Schrumpfung und der äuß e-
re n Schrumpfbehinderung (Bild 3. 14 , Tabell e 3. 17 ) unterscheiden. Hierzu w urden an den in
Bild 3. 17 gezeigten Positionen d ie an den Gau ßpunk ten der FE-Volum enelemente berec h-
neten SE -K omponenten ausgewertet.
SE : Bild 5. 27 /5. 28
 Einsatz höherlegierter Zusatz w erkstoffe
Ergänzend zu dem in dieser Arbe it u ntersuchten hochlegierten Zu satzw erks toff CN 1 3/4-
IG ® sollen in der Prax is a uch vermeh rt Zusatzw erk stoffe mit höheren 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -W erten eing e-
setzt werden [ 61 ], was wiederum zu einer weiteren Absenk ung der 𝑀 s -Tempera turen führt .
Es ist zu erw arten, dass beim einlagigen MAG- Schweißen u nter Einsatz dieser höherlegie r-
te n Zusatzwerkstoffe ebenso ei ne d iskontinui e rliche 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Verteilung innerhalb des
Schmelzbadbereichs auftritt und somit ein Aufmisc hungseffe k t vorliegt.
Um den bei Verwendung von höherlegierten Zusatzwerkstoffen vermuteten Aufmischung s-
effekt zu analysieren , wurden i m Fo lgenden die 𝑀 s -Temperaturen 𝑀 s, A , 𝑀 s, B und s omi t
𝑀 s, Ø um ∆ 𝑇 = -100 K verschoben und die numerischen Berechnungen für VR3 1 basieren d
auf Tabelle 3. 23 erneut dur chgeführt. Für die beiden Fälle R3 1 und VR3 1 wurden a n den in
Bild 3. 17 gezeigten Positionen jeweilig die Differenzen zw i schen den berechneten SE -
Komponenten mit homogener und inhomogener Aufmischung gebildet.
SE : Bild 5. 29 | SV : Bild 5. 30
Tabelle 3. 23 Absenkung der
M
s -Tem peratur en

𝑴 s, Ø

𝑴 s, A

𝑴 s, B

∆𝑴 s, A-B

R3 1

295 °C

330 °C

260 °C

-70 K

VR 3 1

195 °C

230 °C

160 °C

66
 Inhomogener Aufmischungsgrad
Die durch die Höhe des i nhomogenen Aufmischungsgrades h ervorgerufene Temp eratur d i f-
ferenz ∆𝑀 s,A - B ka nn unter anderem durc h Abweichungen in der Sc hweißprozessführung,
durch un terschiedliche Nahtvorbereitungen und Blechstärken , oder auch du r ch unte r-
schiedliche 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Gehalte de r hoch legierten Zusatzw erks toffe variieren . Das hierdurc h
beeinflusste Ausmaß des Aufmisch ungseffe kt es w urd e ex emp larisch untersucht, i ndem die
Temperaturdifferenz ∆𝑀 s,A - B na ch Tabelle 3. 24 vergrößert ( R3 0 und VR3 0 ) b eziehungsw e i-
se verkleinert ( R3 2 /3 und VR3 2 /3 ) wurde. Nach Implementierung der in Tabelle 3. 24 a ufg e-
führten 𝑀 s -Temperaturen in das numerische Modell d es Referenzfalls R3 w u rden die B e-
rechnungen erneut durchgeführt . An s chließend w u rden jew eil s die SE -Differenzen zw i-
schen den Auswertepositionen bei 𝑧 = 4,75 und 𝑧 = 4,2 5 (Bi ld 3. 17 ) für di e Fälle der inh o-
mogenen und homogenen Aufmischung gebildet und vonein an der subtrahiert.
SE : Bild 5. 31 | SV : Bi ld 5 . 33
Tabelle 3. 24 Variation der Δ
M
s,A-B -Tem peraturdifferenz

R3 i

VR3 i

𝑴 s , Ø

𝑴 s, A

𝑴 s, B

∆𝑴 s, A-B

𝑴 s, Ø

𝑴 s, A

𝑴 s, B

∆𝑴 s, A-B

i = 0

295 °C

365 °C

225 °C

- 140 K

195 °C

265 °C

125 °C

- 140 K

i = 1

330 °C

260 °C

-70 K

230 °C

160 °C

- 70 K

i = 2

312,5 °C

277,5 °C

- 35 K

212,5 °C

177,5 °C

- 35 K

i = 3

303,8 °C

286,3 °C

-17,5 K

203,8 °C

186,3 °C

-17,5 K

 Restaustenitgehalt
Aus Bild 5. 19 geht h ervor, d ass die tra nsiente Ausbildung der im Grenzschichtbereich des
Schmelzbades auftretenden SE maßg eblich vom Fortschritt der martensitischen Festph a-
senbildung abhängt. Es s tellt si ch die Frage, inwieweit eine unvollständige martens itische
Festphasentransformation beziehungsweise ein verbleib ender Restaustenitgehalt den
Aufmischungseffekt beeinfluss t.
Da b ereits für den F all VR3 0 (T ab elle 3. 24 ) im Be r eich B des Schmelzbades e in bei Rau m-
temperatur verbleibender Restaustenitgehalt von 𝑅𝑎 ≈ 2 % vor liegt , wurde di e Anal ys e zur
𝑅𝑎 -Vari ation an dem zu VR3 0 gehörenden 𝑀 s -Pa rametersatz durchgeführt. Zur 𝑅𝑎 -Model-
lierung wurde die ( 𝛾 → 𝛼 )-Umw and lung i m Schmelzbadberei ch B durch eine Kalibrierung
des Koistinen - Marbur ger -Koeffizients 𝐾𝑀 (Gleichung 2.8 ) nach T ab elle 3. 25 ange passt.
SE : Bild 5. 34 | SV : Bild 5. 35
T ab elle 3. 25 Variation des Re s tausteni tgehalts

𝐾𝑀

𝑅𝑎

𝑴 s , Ø

𝑴 s, A

𝑴 s, B

∆𝑴 s, A-B

VR3 0
(Tabelle 3. 24 )

𝑹𝒂 - 1

0,038

≈ 2 %

195 °C

265 °C

125 °C

- 140 K

𝑹𝒂 - 2

0,0132

25 %

𝑹𝒂 - 3

0,0066

50 %

67
4 Ergebnisse
4.1 Materialspezi f ikation
4.1.1 Kerbschlagbieg eprüfung
Tabelle 4.1 z e igt die Ergebnisse der g en ormten (Charpy -)Kerbschlagbiege prüfungen, we l-
che an de n Grundwerkstoffen S35 5J2+N und S960QL und am Schw e ißgutprobenmaterial
des Zusatzwerkstoffs CN 13/4 - IG ® durchgeführt wurden. Die Messergebnisse erfüllen alle
die Normvorgabe nach DIN EN ISO 10025 -2/6 und DIN EN ISO 14343-A G 13 4.
Tabelle 4.1 Erge bnisse der Kerbs c hlagpr üfung

W alzr i chtung/
Schweißric h-
tung

S355J2+N
𝑇 prüf = - 20 °C

S960QL
𝑇 prüf = - 40 °C

CN 13/4- IG ®
𝑇 prüf = - 20 °C

Kerbschlagzähigkeit
in J/cm 2

längs

130

145

146

155

142

144

142

150

quer

Kerbschlagarbeit
in J

längs

104

116

104

142

144

142

150

quer

Normvorgabe der
Kerbschlagarbeit
in J

längs

quer

≥ 27

4.1.2 Chemische Z usammense tzung der eingesetz ten Werkstoffe
In Tabelle 4.2/4.3 s ind die chemischen Zusammensetzung en der verw en deten W erkstoffe
nach den W erkszeu gnissen beziehungsweise nach den No rm vorgaben aufgelistet, w obe i
die in Tabelle 4.4 durch Funkenspektralanalyse ermittelten chemischen Zusammensetzu n-
gen mit den W erkszeugnisangaben korrespondi eren und die geforderten Normen erfüllen.
Tabelle 4.2 Chem ische Elemente der Werkstoffe ( W erksz eugnis) in wt %
C

S355J2+N

0,1 7

0,01 3

0,068

0,004

0,002

0,00 2

0,04

0,022

1,4 4

0,067

0,004

0,03
1

S960QL

0,17

0,01

0,001

0,006

0,0001

0,03
55

0,012

0,003

0,045

0,295

0,89

0,49

0,52

WEKO 4 ®

0,08

0,01

0,011

0,003

0,01

0,009

0,001

0,95

1,64

0,03

0,02

ED - FK 1000 ®

0,09

0,011

0,012

0,79

1,77

0,33

0,55

2,2

CN 13/4 - IG ®

0,01

<0,01

<0,1

0,7

12,4

0,4

4,7

68
Tabelle 4.3 Chem ische Elemente der Werkstoffe (No rmvorgabe) in wt %
C

S355J2+N

max.

0,2 3

0,035

0,0008

0,6

0,06

0,05

0,1

0,3

0,6

1, 7

0,3

0,08

0,3

S960QL

max.

0,22

0,025

0,012

0,016

0,0006

0,55

0,07

0,14

≥0,01

0,86

1,8

1,6

0,74

2,1

WEKO 4 ®

max.

min. ↔ max .

max.

0,06
↔
0,15

0,025

0,035

0,5

0,45
↔
0,75

0, 9
↔
1,4

ED - FK 1000 ®

max.

min. ↔ max.

0,12

0,015

0,018

0,3

0,1

0,03

0,12

0 ,6
↔
0,9

1,6
↔
2,1

0,2
↔
0,45

0,45
↔
0,7

1,8
↔
2,3

Tabelle 4.4 Chem ische Elemente der Werkstoffe (Fun kenspektralan alys e) in wt %
C

S355J2+N

0,16

0,012

0,008

0,009

0,062

0,002

0,045

0,028

1,47

0,057

0,03

S960QL

0,14

0,009

0,001

0,01

0,0001

0,03

0,013

0,038

0,046

0,03

0,3

0,87

0,49

0,53

0,52

4.2 Untersuchungen an Na htquerschliffen
 Schmelzbadkonturen
In Bild 4.1-links sind beispielhaft die mittels 2 %iger Nitallösung geätzten Nahtquerschliffe
und die zugehörigen Schmelzbadgeometrien der Schweißverbindungen R1 - R3 ge ze i gt. In
Bild 4.1-rechts sind di e anhand von jeweils 4 Nahtquerschliffen ermittelten Schmelzbadko n-
turen und die daraus abgeleiteten mittleren Sch melzbadkonturen dargestellt.
Für R1 - R3 ist quer zur Schweißna ht e ine symmetrische Au sbil dung der Sc hmelz badkontur
ersichtlich. Zudem zeigt sich für R1 - R3 ein e zueinander gleichförmig ausgebildete W E Z,
deren Begrenzung durch die äuße ren Ränder der d urch die Ätzung schwarz gefärbten
Bereiche (teilumgekörnte Zone, Bild 2.1) gegeben ist. W eite rhi n weisen d ie pro Referenzfall
jeweils vier vermessenen Schmelzbadgeometrien s ehr geringe Abweichungen untereina n-
der auf. So m it si nd die angefertigten Schweißreferenzfälle R1 - R3 al s Berechnungs- und
Validierungsgrundlage für die num erische Si mulation geeignet, da letztere auf einer s y m-
metrischen Ausbildung der Schmelzbadgeometrien und WEZ beru ht und Prozessabw e i-
chungen nicht berücksichtigt.

69
Im Unterschied zu R1 und R2 weist d er Schmelzbadbereich der nichtartgleichen Schwei ß-
verbindun g R3 eine farblich a uffällige Trennung in e inen oberen und einen unteren Bereich
auf (Bild 4.1-links). In Bild 2. 11 [ 119 ] ist eine ebenso scharfe Grenzfläche auszumachen.
Nahtquerschliffe mit eingezeichneter
Schmelzbadkontur (rot)

M i ttlere Schmel zbadkontur ( blau) basi e-
rend auf vier Nahtquerschliffen

S355J2+N – WEKO 4 ® / R1

S960QL – ED - FK 1000 ® / R 2

S960QL – CN 13/4- IG ® / R3

Bild 4.1 Nahtquers c hliffe und mittlere Schmelz badkonturen
 Härtewerteverteilung en
Zur Able itung des Austenitisierungsgebiets und der Festphasenzuordnung im un d um den
Schmelzbadbereich der Referenzschweißungen R1 - R3 wurden an den in Bild 4.1 bereits
gezeigten Nah tquerschliffen qualitati ve u nd q ua ntitative Härtemessungen du rchgefü h r t
(Bild 4.2 ).
In Bi ld 4.2-links begrenzen die äußeren eingezeichneten Kurven die von Austenitisierung
betroffenen Geb iete. Die durc h d ie magentafarbene Kurven umschl ossene n Bereiche u m-
fassen die teilumgekörnten Zone u nd Teile der Nor malkornzone (Bild 2.1 ).

70
Für R1 / R2 zeigen sich in dem sc hmelzbadnahen W EZ -Bereich ausgeprägte Härte s pitzen,
während fü r R3 d ie Härtewerte im Schmelzbadb ereich und im direkt angrenzenden W E Z -
Bereich ein annähernd gleichhohes Niveau aufweisen. In Bild 4.2-rechts sind für R2 / R3
bereits die anh and der S960 QL- Glee ble ® -Proben ermittelten Vickers -Härtew e rte n ach Bild
4.8 eingezeichnet (orange). Die im R2 / R3 -Austenitisierungsgebiet resultierenden Härtew e r-
te d er quan titat iven Vickers - Hä rteprüfung b efinden sich nahezu alle innerhalb des Stre u-
bandes der Gleeble ® -Probe n für eine Abkühlzeit 𝑡 8,5 = 14 s.
Für d en R3 -Sc hmelz b adbereich offenbart d a s qualitative Härte mapping einen de utlich en
Härtewertsprung, welcher den Sc hmelzbadbereich b ezügl ich der auftretenden Härtewert e
in einen oberen und unteren Bereich aufteilt.
Qualitatives Härtemapp ing
(Schallimpedanzverfahren - H V0 ,5)

Quantitativer Härteverlauf
(Vickers-Härteprüfung - HV10 )

S355J2+N – WEKO 4 ® / R1

S960QL – ED - FK 1000 ® / R2

S960QL – CN 13/4- IG ® / R3

Bild 4.2 Härtema pping und -linienm ess ung en der Nahtqu erschliffe au s Bild 4.1

71
 Chemische Zusammensetzung der Schweißnähte
Funkenspektralanaly se
An den Schweißnähten von R1 - R3 wurde die chemische Zusammensetzung unter Anw e n-
dung der Fu nk enspektralanalyse integral ü ber die Schweißnahtfläche bestimmt
(Tabelle 4.5 ). Die Abw e ichung e n zu Tabelle 4.2 sind auf Abbrandverluste und Aufmischu n-
gen zwischen den Grundwerk- und Zusatzwerkstoffen zurückzuführen.
Tabelle 4.5 Chem ische Elemente der Schweißnäh te in wt %
𝑪

𝑷

𝑺

𝑵

𝑩

𝑪𝒖

𝑵𝒃

𝑻𝒊

𝑽

𝑨𝒍

𝑺𝒊

𝑴𝒏

𝑪𝒓

𝑴𝒐

𝑵𝒊

S355J2+N – WEKO 4 ® / R1

0,12

0,009

0,014

0,0048

0,0001

0,06

0,005

0,001

0,014

0,49

1,47

0,04

0,01

0,03

S960QL – ED - FK 100 0 ® / R2

0,13

0,012

0,007

0,0044

0,0001

0,08

0,007

0,038

0,021

0,013

0,57

1,35

0,43

0,55

1,51

S960QL – CN 13/4-IG ® / R3

0,09

0,0 09

0,006

0,0082

0,0001

0,06

0,008

0,001

0,048

0,016

0,4

0,72

7,05

0,25

2,71

Wellendispersive Röntgenspektroskopie - ESMA
Die 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Zu sammensetzung /-verteilung wurde an den Nahtquerschliffen von R3 (Bild 4.3 )
und der 33 -lagi gen CN 13/4 - IG ® -Sc hweißgutprobe ( Bild 4.4) mit Hilfe des ESMA-Ver-
fahrens bestimmt.
Die an R3 durchgeführte qualita tiv e ESMA- M es sung w eist ei ne diskontinuierliche 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -
Verteilung auf ( Bild 4. 3-links), welche den Schmel zbadber e ich in eine n oberen und unte r en
Bereich aufteilt. Diese Unterteilung des Schmelzbadbereichs konnte bereits im Z uge der
Bestimmung der Schmelzbadkonturen (Bi l d 4.1-links) und d er Härte w e rtverteilung (B i ld 4.2-
links) beobac htet werden. Die auf Höhe der Linien L1 und L2 durchgeführten qualitativen
M e ssunge n zeigen auf, dass sich di e 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Zus ammensetzung des oberen Bereichs A und
des unteren Bereichs B signifikant unterscheiden ( Bild 4.3-rechts, T abelle 4 .6 ). Hiermit
konnte ers tmals eine makros k opisch diskontinuierliche Auf m ischung innerhalb von LTT -
Schweißgütern nachgewiesen und zugleich lokal hochaufgelöst quantifizier t w erden.
Qualitative Verteilung von Chrom ( 𝐶𝑟 ) u nd
Nickel ( 𝑁𝑖 ) des Nahtquerschliffs vo n R3

Quantitative Verteilung von Chrom ( 𝐶𝑟 ) u nd
Nickel ( 𝑁𝑖 ) des Nahtquerschliffs von R3

Bild 4.3 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Verteilung im Nahtquerschliff S960QL – CN 13/4- IG ®

72
Die 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Zusammensetzung des Sc hmelzbades der 33 -lagigen CN 13 /4- IG ® -Schw e ißgut-
probe ist innerhalb des Sc hmelzbadbereichs n ahezu konstant und nimmt erst im Übe r-
gangsbereich zum Grundwerkstoff ab, wobei l etzteres auf di e Aufmischung zwischen
Schweißgut und Grundwerkstoff zurückzuführen ist ( Bild 4.4). Die Unterschiede der 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -
Anteile z wisc hen d em reinen Schweißgut und der 33 - lagigen Sch w e ißgutprobe si nd auf
Abbrandverluste zurückzuführen (Tabelle 4.6).
Nahtquerschliff der 33 -lagigen
CN 13/4- IG ® -Schweißgutprobe

Quantitative Verteilung von Chrom ( 𝐶𝑟 ) u nd
Nickel ( 𝑁𝑖 ) d es Nahtquerschliffs

Bild 4.4 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Verteilung im Nahtquerschliff der CN 13/4- IG ® -Schweißgutp robe
Das an der Schweißnaht von R3 durchgefüh rte in tegra le Messverfahren der Funkenspek-
tralanalyse (Tabelle 4.5) liefert im Vergleich mit der chemischen Zusammensetzung der 33-
lagigen S chweißgutprobe (Bild 4.4 ) eine Aufmischung bezüglich der 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summe von
-40,8 % (Tabelle 4.6) . Im Gegensatz d azu li efern die hochaufgelösten quanti tativen ESMA-
Untersuchungen an R3 für die Auswerteposition L1 eine Aufmischung von -45,5 % und für
L2 ein e Aufmischung von -21,2 %. Die s tarke Abnahme der Legi erungselem ente ist au f die
Aufmischung z u rückzuführen, da der Vergleich der 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summen zwischen de m i m Li e-
ferzustand v o rliegenden Zusatzw erk stoff CN 13/4- IG ® und der 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summen de r 3 3-
lagigen Schweißgutprobe nur Abb randverluste von -3,5 % aufw eisen (Tabelle 4.6 ).
Tabelle 4.6 Aufm ischungsgrade b ei A n w endung des LTT-Zusatz werkstoffs CN 13/4- IG ®

Lieferzu stand
(Tabelle 4.2)

ESMA / reine Schwei ß-
gutprobe (Tabelle 3. 14 )

ESMA / R3
(Tabelle 3. 14 )

Funkenspe k tralanaly s e
/ R3 (Tabelle 4.5)

𝐶𝑟 + 𝑁𝑖
in wt %

12,4 + 4,7

12 + 4,5

L1: 6,5 + 2 , 5
L2: 9,5 + 3 , 5

7,05 + 2,71

Aufmischung s-
grad in %

L1: -45,5
L2: -21,2

-40,8

73
4.3 Werkstoffkenn w erte
Bis auf Ausnahme der linear el astischen W er k stoffkennwerte wurden alle übrigen Ex per i-
mente ausschließlich mit Hilfe des th ermophysikali schen Si mulators Gleeble ® 3500 durc h-
geführt (Abschnitt 3.1.4.2 ) und basieren auf dem Einsatz der e inheitlichen Flachprobeng e-
ometrie aus B i ld 3.4 . Die ermittelten W er k stoffkennw erte wurden in die Materialdatenbank
zur numerischen Schweißstruktursimulation eingebunden u nd dienten als Berechnung s-
grundlage zur M odellvali dierung und für die numerischen Einf lu ssanalysen.
4.3.1 Linear elasti sche Kenngr ößen
Für den T em peraturbereich von 25 °C ≤ 𝑇 ≤ 900 °C beruht die Bestimm ung der l inear ela s-
tischen K en ngrößen E-Modul - 𝐸 und Poisson -Zahl - 𝜈 auf Anwendung der R esonanz-
methode. Fü r die Temperaturen oberhalb von 𝑇 ≥ 900 °C wurde für 𝜈 ei ne zweckmäßige
Extrapolation vorg en ommen und für 𝐸 M ess ergebnisse genutzt, welche im Rah m en der
Gleeble ® -Experimente zustande ka men. Im Fall von 𝜈 z eigen sich im erhöhten Temperatu r-
bereich sp runghafte Än derun gen der experimentell en Messwerte, welche i m Zuge der
( 𝛼 ↔ 𝛾 )-Umwandlung auftreten. Diese sprunghaften Ä n derungen w urd en im Datensatz z ur
numerischen Schweißstruktursimulation nicht berücksichtigt.
Tabelle 4.7 E-Mod ul in G P a und Pois s onz ahl

S355J2+N

S960QL

CN 13/4- IG ®

𝑻 in °C

𝑬

𝝂

𝑬

𝝂

𝑬

𝝂

211

0,293

211

0,298

202

0,274

100

207

0,296

207

0,302

197

0,278

200

0,299

200

0,307

188

0,282

300

192

0,303

192

0,312

180

0,287

400

184

0,307

184

0,317

171

0,291

500

174

0,311

171

0,322

162

0,296

600

162

0,314

160

0,328

150

0,300

700

140

0,318

144

0,333

140

0,305

800

118

0,322

128

0,338

130

0,310

900

108

0,326

111

0,343

120

0,314

1000

100

0,329

100

0,348

104

0,320

1100

0,333

0,353

0,324

1200

0,337

0,358

0,328

1300

0,340

0,363

0,332

1400

0,344

0,368

0,337

1500

0,348

0,373

0,341

Bild 4.5 E-Modul und Poisson-Zahl

74
4.3.2 Umw andlungsverhalten
 Dilatometerkurven
S355J2+N
Für die Abkühlzeit von 𝑡 8,5 = 6 s wurde im Zuge der Abkühlung ein e Bainitstarttemperatur
von 𝐵 s = 60 0 °C und eine Martensitstarttemperatur von 𝑀 s = 412 °C ermittelt. Für 𝑡 8,5 = 14 s
konnte das Einsetzen d er bainitischen Umwandlung auf Gru nd der taktilen M es smethode in
Verbindung mit de n ge ringen bainitischen Anteilen nicht detektiert un d nur die Ferr i tstar t-
temperatur mit 𝐹 s = 680 °C bestimmt werden.

Bild 4.6 Experimen t elle Dila t om eterkurven S355J2+N
S960QL
Die Aussc hnitte d er Dilatometerkurven im Be reich de r ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlun g weisen für die
Abkühlzeiten von 6 s ≤ 𝑡 8,5 ≤ 20 s e ine Martensitstarttemperatur von 𝑀 s = 420 °C mit
Δ𝑀 s = 5 K auf. Ein Ein setzen bainitischer Festphasenumwandlung ko nnte erst fü r Abküh l-
zeiten von 𝑡 8,5 ≥ 35 s detektiert werden. So res ultieren f ür 𝑡 8,5 = 35 s → 𝐵 s = 440 °C, 𝑡 8,5 =
50 s → 𝐵 s = 490 °C und 𝑡 8,5 = 100 → 𝐵 s = 52 0 °C.

Bild 4.7 Ausschni t te der Dilatomet erkurven S960QL im Bereich der ( 𝛾 → 𝛼 )-U mwandlung

S960QL – Mikrostruktur
Das Proben m aterial zum S96 0QL -Umwandlungsverhalten wurde genutzt, um d ie aus A b-
kühlzeiten von 10 s ≤ 𝑡 8,5 ≤ 100 s folgend e Mikrostruktur zu anal ys ieren ( Bi ld 4.8 ). Anhand
der Mikroschliffbilder k onnte für 𝑡 8,5 = 20 s durch das ers tmalige A uftreten bainitischer M i k-
rostruktur (rote Pfeile) signifikant bainitische Festphasenant e ile ausgemacht werden, we l-
che mi t größer werdenden Abkühlzeiten zunehmend auftreten. Für Abkühlzeiten von 𝑡 8,5 ≥

75
50 s ist von einer rein bainitischen Um w andlung auszugehen, während für 𝑡 8,5 ≤ 14 s eine
rein martensitische Umwandlung vorliegt.

Bild 4.8 Mikrostruk tur der S960QL-Gle eble ® -P roben für verschied ene t 8,5 -Zeiten

 Schweiß-Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubilder (SZTU)
S960QL
Das i n Bild 4.9 gezeigte S960QL-SZTU wurde Anhan d der Ergebnisse aus Bild 4.7/4.8
erstellt. Zudem wurde der im Zuge der R2 / R3 -Temperaturfeld k alibrierung berechnete mittl e-
re W EZ-Temperaturz ykl us im Be reich der Abkühlung eingezeichnet (schwarz ge strichelte
Kurve). Für diesen Temperaturz yklus folgt eine rein martensitische Festphasenbildung.

Bild 4.9 SZTU - S960 QL , gestriche lt e sch warz e K urve: mittlerer WEZ-Tempe raturz yklus
CN 13/4- IG ®
Das anhand von Sch w eißgutproben (Bild 4.4) des LTT-Zusatzw e rkstoffs CN 13/4- IG ® ermi t-
telte SZTU ist in Bild 4 . 10 dargestellt. Die Bezeichnungen „Oben“, „Mitte“ und „Unten“ b e-
ziehen sich auf die Entnahmeposition des Probenmaterials (Bild 4.4-links).
Die Messergebnisse weisen f ü r eine Ab k ühlzeitenbandbreit e von 6 s ≤ 𝑡 8,5 ≤ 50 s eine
durchschnittliche 𝑀 s -Temperatur von 𝑀 s , Ø ≈ 252 °C ± 19 K auf, wobei 𝑀 s nicht mit den
unterschiedlichen Abkühlgeschw in digkeiten ko rreliert werden kann . Somit folgt für d iesen

76
LTT- W erkstoff eine von der Abkühlgeschwindigkeit unabhängige martensitische Umwan d-
lungskinetik.

Bild 4. 10 SZ TU - CN 13 /4 - IG ® mit eingez eichneten 𝑀 s -Temp eraturen

4.3.3 T hermische Dehnungen
Die thermischen Dehnungen der W erkstoffe S355J2+N, S960Q L u nd CN 1 3/4- IG ® w urden
im Zuge der Experimente zum Umwandlungsverhalten ermittelt. Diese sind in Tabelle 4.8
und Bi ld 4. 11 dargestellt. Die messtechnisch nicht erfassbaren therm ischen Dehnungen
wurden zur Vervollständigung der M a terialdatenbank zweckmäßig extrapoliert.
Tabelle 4.8 Therm ische Dehnung en in %

S355J2+N

S960QL

CN 13/4- IG ®

𝑻 in °C

𝜶

𝜸

𝜶

𝜸

𝜶

𝜸

-0,78

-0,88

-0,78

100

0,10

-0,62

0,090

-0,71

0,09

-0,64

200

0,25

-0,40

0,23

-0,48

0,22

-0,46

300

0,41

-0,18

0,374

-0,25

0,35

-0,26

400

0,57

0,05

0,53

0,02

0,49

-0,05

500

0,74

0,26

0,69

0,20

0,62

0,15

600

0,90

0,48

0,85

0,42

0,76

0,35

700

1,07

0,70

1,02

0,65

0,90

0,57

800

1,24

0,93

1,19

0,88

1,05

0,80

900

1,42

1,18

1,36

1,12

1,22

1,04

1000

1,60

1,42

1,54

1,35

1,45

1,31

1100

1,80

1,67

1,75

1,61

1,69

1,57

1200

2,00

1,93

1,97

1,89

1,94

1,87

1300

2,21

2,19

2,22

2,19

2,18

2,16

1400

2,46

2,50

2,46

1500

2,70

2,73

2,68

Bild 4. 11 The rmische Dehn ungen

77
4.3.4 Umw andlungsplastizit ät
Die Versuchsdurchführung zur Charak terisierung der Umwandlungsplastizität orientiert sich
an dem Versuchsplan nach Tabel le 3. 10 . In Bild 4. 12 sind Ausschnitte der aus un ters chie d-
lichen Lastaufprägungen resultierenden Dil atometerkurven im Bereich der Abkühlung g e-
zeigt. Für die untersuchten Werks toffe folgen die umwandlungsplastische n Parameter 𝐾 mit
𝐾 S355J2+ N = 7 ,3 ∙ 10 -5 M Pa -1 , 𝐾 S960QL = 6,9 ∙ 10 -5 MPa -1 und 𝐾 CN 13/4 - IG = 5,3 ∙ 10 -5 MPa -1 . Eine
ausführliche Bewertung der Messergebni s se ist in [ 138 ] zu fi nden.

Bild 4. 12 UP -Dilatom eterkurven und UP -Parame ter 𝐾

4.3.5 Verfestigungsv erhalten
Basierend auf dem Ve rsuchs plan nach Ta belle 3. 11 wurden einfache W armzugver s uche
für die W e rkstoffe S960QL und CN 1 3/4- IG ® und deren zugehörigen Festphasen durchg e-
führt, w ob ei jew eil s zw ei Versuchsreihen mit unterschiedlichen Dehnratenkonzepten zu r
Anwendung kam en. In Bild 4. 13 -4. 30 sind die entsprechenden W ar m zugkurven, die Dehn -
und Streckgrenzen u nd die Fl ießkurven präsentiert. In Tabelle 4.9-4. 14 sind die De hn - und

78
Streckgrenzen gelistet. Eine norm ierte Darstellung de r Dehn - und S tre ckgrenzen fü r die
Versuchsreihe mit erhöhten Dehnraten findet sich in Bild 4. 31 /4. 32 .
Für alle Untersuchungsfälle ist ein s tarker Temperatur - und Dehnrateneinfluss au f das Ver -
festigungsverhalten ersichtlich. Da bei nehmen die Dehn- und Streckgrenzen umso stärke r
ab desto höhe r die Temperatur ist. Zudem führen bei Temperaturkonstanz höhere Dehnr a-
ten zu erhö hten Dehn- und Streckgrenzen. Die Betrachtung der Fließkurven zeig t, dass die
von de r Dehnung abhängige Verfesti gung mit anwachsender Temperatur abnimmt bis
schließlich im Hochtemperaturbereich nahezu ideal plastischen Fließverhalten vorliegt.
 S960QL – Grundwerkstoff

Bild 4. 13 Warmz ugkurven S960Q L - Grundwerkstof f

Bild 4. 14 Dehn grenz e 𝑅 e und Streckgr enz e 𝑅 p,0,2 S960QL - Grund w erksto ff (Tabelle 4.9)

79
Tabelle 4.9 Dehng ren z e 𝑅 e und S t r ec kgrenz e 𝑅 p, 0,2 S96 0QL - Grund werkstoff
𝑻 in °C

100

200

300

400

500

600

700

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

860

825

800

770

730

670

521

222

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

743

695

636

358

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

1040

980

935

900

861

788

582

254

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

877

800

682

385

Bild 4. 15 Fließ kurven S960QL - Gr undwerkstoff

 S960QL – Bainit

Bild 4. 16 Warmz ugkurven S960QL - Baini t

Bild 4. 17 Dehn grenz e 𝑅 e und Streckgr enz e 𝑅 p,0,2 S960QL - Bainit (Tabelle 4. 10 )

Tabelle 4. 10 De hngrenz e 𝑅 e und St reckgrenz e 𝑅 p, 0,2 S960QL - Bainit
𝑻 in °C

100

200

300

400

500

600

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

635

616

600

578

555

510

462

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

600

553

504

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

845

820

800

775

760

697

535

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

774

720

585

Bild 4. 18 Fließ kurven S960QL - Bainit

81
 S960QL – Martensit

Bild 4. 19 Warmz ugkurven S960Q L - Martensit

Bild 4. 20 Dehn grenz e 𝑅 e und Streckgr enz e 𝑅 p,0,2 S960QL - Martensit (Tabelle 4. 11 )

Tabelle 4. 11 D ehngrenz e 𝑅 e und St reckgrenz e 𝑅 p, 0,2 S960QL - Martensit
𝑻 in °C

100

200

300

400

500

600

700

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

1070

1048

1005

967

871

700

487

233

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

899

755

573

353

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

1250

1210

1180

1155

1028

808

546

263

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

1058

864

645

392

Bild 4. 21 Fließ kurven S960QL - Mar t ensit

 S960QL – Austenit

Bild 4. 22 Warmz ugkurven S960Q L - Austenit

Bild 4. 23 Dehn grenz e 𝑅 e und Streckgr enz e 𝑅 p,0,2 S960QL - Austenit (Tabe lle 4. 12 )

Tabelle 4. 12 D ehngrenz e 𝑅 e und St reckgrenz e 𝑅 p, 0,2 S960QL - Austenit
𝑻 in °C

600

700

800

900

1000

1100

1200

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

60,7

54,4

43,8

28,9

25,3

22,8

20,2

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

31,5

28,5

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

105

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

107

103

Bild 4. 24 Fließ kurven S960QL - Austeni t

84
 CN 13/4- IG ® – Martensit

Bild 4. 25 Warmz ugkurven CN 13/4 - IG ® - Marten s it

Bild 4. 26 Dehn grenz e 𝑅 e und Streckgr enz e 𝑅 p,0,2 CN 13/4- IG ® - Martensit (Tabelle 4. 13 )

Tabelle 4. 13 D ehngrenz e 𝑅 e und St reckgrenz e 𝑅 p, 0,2 CN 13/4- IG ® - Mar tensit
𝑻 in °C

100

200

300

400

500

600

700

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

775

762

745

720

695

616

329

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

759

730

660

468

156

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

970

959

942

910

885

780

452

142

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

918

890

814

610

238

Bild 4. 27 Fließ kurven CN 13/4- IG ® - Mar t ensit

 CN 13/4- IG ® – Austenit

Bild 4. 28 Warmz ugkurven CN 13/4 - IG ® - Austenit

Bild 4. 29 Dehn grenz e 𝑅 e und Streckgr enz e 𝑅 p,0,2 CN 13/4- IG ® - Austeni t (Tabelle 4. 14 )

Tabelle 4. 14 D ehngrenz e 𝑅 e und St reckgrenz e 𝑅 p, 0,2 CN 13/4- IG ® - Aus tenit
𝑻 in °C

300

400

500

600

700

800

900

1000

1100

1200

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

200

175

150

130

100

𝑹 e ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

135

110

101

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 I ) in MPa

257

222

190

164

126

111

𝑹 p, 0,2 ( 𝜺 󰇗 II ) in MPa

195

169

152

130

Bild 4. 30 Fließ kurven CN 13/4- IG ® - Aus t enit

87
 Normierte Dehn- und Streckgrenzen
In Bild 4. 31 /4. 32 sind die mit Hilfe de r aus der 𝜀󰇗 I -Versuchsreiche resultierenden Dehn - und
Streckgrenzen normierten W e rte der 𝜀󰇗 II -Versuchsreihe über die Dehnrate 𝜀 󰇗 II beziehung s-
weise über die Temperatur 𝑇 dargestellt. Die zugehörige Datengru ndlage b ilden die in T a-
belle 4.9 -4. 14 au fgeführten De hn - und Streckgrenzen.
Für den W erkstoff S960QL tri tt ab 𝑇 ≥ 400 °C ein signifikanter Dehnrateneinfluss auf, w ä h-
rend dies für d en W erkstoff CN 13/4 - IG ® bereits ab 𝑇 ≥ 300 °C (Dehngrenze) der F al l i st.
Bemerkenswert i st die ab 𝑇 ≥ 600 °C zu m Teil exponentielle Zunahme der Dehn - und
Streckgrenzen mit d er li near ans teigenden Dehnrate 𝜀 󰇗 II d er ferritischen Festphasen, welche
für die austenitischen F e stphasen nicht zu beobachten ist. Zudem ist für die Dehngrenz e
des S960QL-Austenits d er Dehnrateneinfluss a b 𝑇 ≥ 1000 °C rüc kläufig, während die
Streckgrenze mi t zunehmender Dehnrate weiterhin anwächst. Im Gegensatz zum S960QL -
Austenit weist d er CN 13/4 - IG ® -Austenit e in erheblich differentes Verhal ten mit zunehme n-
der Dehnrate auf. So i st gegenüb er dem S96 0 QL -Austenit e ine sta rk erhöhte Deh nrate n-
empfindlichkeit der Streckgrenze für 600 °C ≥ 𝑇 ≥ 900 °C o ffe ns ichtlich. Zudem tritt ab 𝑇 =
1000 °C ein plötzlicher Abfall der Deh nratenempfindli c hkeit s owohl fü r die Dehngrenze als
auch fü r di e Streckgrenze auf, w as im v ölligen Ge g ensatz zum Verhalten des S960QL -
Austenits steht.

Bild 4. 31 Norm ierte Dehn- und Str eck grenz en S960QL ( Ta belle 3 . 11 / 4.9-4. 12 )

Bild 4. 32 Norm ierte Dehn- und Str eck grenz en CN 13/4- IG ® ( Ta bel le 3. 11 /4. 13 /4 . 14 )

88
4.4 Experimentel l e Sch w eißeigenspa nnungen
 Röntgenbeugung
An den Schweißreferenzfällen R1 - R3 wurden die SE mittels Röntgenbeugung a n jeweils
drei Auswertepositionen in 𝑥 -Richtung bestimmt (Bild 4 . 33 -4. 35 ).
Die SE verlaufe n für R1 - R3 qualitativ und quantitativ hinreichend spiegel symmetrisch. W ä h-
rend di e SE zw ische n den einzelnen Aus w ertepositionen größtenteils nur l eichte Varianze n
außerhalb der Schweißnaht aufw ei sen, so sind vor allem im Sc hweißnahtbereich von R2
und R3 starke q u alitative und quantitative SE-Unterschiede zu beob achten. Au ßerhalb der
Schweißnaht w ei sen al l e Ref erenzfälle die gleichen qualitativen Ver läufe in 𝜎 XX bezi e-
hungsweise in 𝜎 YY auf. Di e p er rotationsfreier Einpunktlagerung ( Bi l d 3.1/3.2) reali sierte
latente Schrumpfungsmöglich k eit führt da zu, dass die Reaktionsspannungen in Querric h-
tung wesentlich geringer ausfallen a ls in Längsrichtung. Das hie rdurch gegenüber 𝜎 XX stark
herabgesetzte SE-Niveau von 𝜎 YY s piegelt s ich in den Messergebnissen wieder. Im
Schweißnahtbereich sind prägnante qualitativ e SE -Unterschiede auszumachen, w as auf
das jeweils differe n te Um wandlungsverhalten d er Schweißgüter zurückzuführen ist. Dies in
Verbindung m it den unterschiedlichen Fe stigkeitsklassen der Sc hweißgüter verursacht die
quantitativen Unterschiede zw i schen R1 und R2 / R3 der SE im Schweißnahtbereich.
S355J2+N – WEKO 4 ® / R1
Die artgleiche Schweißung des Referenzfalls R1 fü hrte auf eine Abkühlzeit von 𝑡 8,5 ≈ 14 s
und somit a uf ei nen Begin der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung bei 𝑇 = 680 °C (Bild 4.6 ), wodurch der
Anteil der U m w andlungsspannungen gering ausfä llt. Dies ist deutlich i m 𝜎 XX -Verlauf zu
sehen, welche i n ihrer Ausprägung hauptsächlich auf Schrumpfeigenspannungen hin w e i-
sen. Die Einsattelung von 𝜎 YY im Schweißnahtbereich re sultiere n durch zusätzliche Anteil e
von Abschreckeigenspannungen.

Bild 4. 33 E x p.-Eige nspannungen R öntgenbeugung S355J2+N – WEK O 4 ®

89
S960QL – ED - FK 1000 ® / R2
Die ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung der artgleic hen Schweißung R2 s etzt ab 𝑀 s = 420 °C ein, wodurch
große Anteile von Umwandlungseigenspannungen im Schweißnahtbereich zu erwarten
sind. Obgleich der Streuung der 𝜎 XX -W erte im Schweißnahtb ereich wird dies durch d ie
lokale Ausbildung von SE-Minima bestätigt. Der Grund für die Au sbildung der hohen Zu g-
spannungswerte für 𝜎 YY i st in der zeitlich vers e tzten ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung zwischen der
oberflächennahen Schicht un d de m Kernbereich des Schweißgutes zu s u chen. Auch h i er
sind die Einsattelung vo n 𝜎 YY i m Sc hweißnahtbereich auf Anteile der Abschreckeigenspa n-
nungen zurückzuführen.

Bild 4. 34 E x p.-Eige nspannungen R öntgenbeugung S960QL – ED - FK 1000 ®

S960QL – CN 13/4- IG ® / R3
Die ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung des Schweißgutes der nichtartgleichen Schweißung R3 setzt ab
𝑀 s, Ø ≈ 295 °C ein (Tabelle 3. 14 , Glei chung 3.2). W ährend im Vergleich zu R2 die 𝜎 XX -
W er te auf d er Unterseite nahezu identisch s ind, s o weisen die 𝜎 XX - W erte d er Oberseite
starke qualitative und quantitative Unterschiede auf. Zwar sind auch hier die 𝜎 XX - W erte im
Schweißnahtbereich global abgesenkt, jedoch tritt hier ein lokales 𝜎 XX -Maximum auf. Da die
( 𝛾 → 𝛼 )-Umw andlung gegenüber R2 er st - 125 K tiefer e insetz t, is t v o n einer ho mogeneren
Temperaturverteilung in Dickenrichtung a uszugehen, wodurch die an die ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwand-
lung anschließenden Schrumpfspa nnungen nicht durch Abschreckeffekte kompensiert
werden k önnen. Eine Re du ktion der in der W E Z auftret en den hohen Zu g spannungsw e rte
durch den Einsatz des tiefer umwandelnden LTT -Zusatzwerkstoffs ist im Vergleich mit der
artgleichen Schweißung R2 nicht auszumachen. Ebenso wie für R2 sind d i e 𝜎 YY -Verlä ufe
erklärbar, wobei a uch hie r wie e ben er läutert etw a ige Einsattelungen au f Grund fehlender
Abschreckeffekte ausbleiben.

Bild 4. 35 E x p.-Eige nspannungen R öntgenbeugung S960QL – CN 13 / 4- IG ®

 Neutronenb eugung
An den Sc hweißreferenzfällen R2 / R3 wurden die SE per Neutronenbeugung i m Volumen
der Schweißverbindungen für drei unterschiedliche Tiefen ermittelt ( Bild 4. 36 -4. 38 ).
S960QL – ED - FK 1000 ® / R2 und S960QL – CN 13/4- IG ® / R3
Im Volumen sind k eine ausge prä gten, durch die schnellere Abkühlung der Oberfläche g e-
genüber d em Kern verursachten Ei genspannungseffekte zu erwarten. Somit k önnen sich
die Umwandlungsspannungen stä rker auswirken, was durch die prägna n te Au sbildung von
SE -Minima im und um den Schw ei ßnahtbereich bestätigt wird.
Für 𝜎 XX bewirkt der LTT-Einsatz bei R3 eine SE -Verringerung in der Schweißnaht um bis zu
Δ𝜎 XX ≈ -225 MPa (Bild 4. 36 ), welche mit zunehmender M essti efe auf etwa Δ 𝜎 XX ≈ -1 50 M Pa
abnimmt (Bild 4. 38 ). Ein L TT-Einfluss au f die in der W EZ au ftretenden h ohen Zugspa n-
nungswerte ist nicht zu beobachten.
Für die SE -Komponenten 𝜎 YY und 𝜎 ZZ ist ersichtlich, dass der L TT-Einsat z bei R3 im ob e-
ren Volumenbereich der Schw ei ßverbindungen ( Bild 4. 36 ) eine effektive SE-Red uktion im
Scheißnahtbereich um bis zu Δ𝜎 YY ≈ - 115 M Pa beziehungsweise Δ 𝜎 ZZ ≈ - 150 M Pa veru r-
sacht. Ebenso setzt der LT T- Einsatz die in der W EZ auftretenden Zugspannungsmax i ma
herab . Für die tiefer liegenden Volumenbereiche ist für den Schweißnahtbereich kaum noch
eine SE-Reduktionswirkung durch den LTT-Zus a tz w erksto ff auszumachen (Bi ld 4. 37 /4 . 38 ).
Dennoch is t zumindest teilwei s e ein e durch die LTT- W i rkung hervorgerufene leichte Redu k-
tion der in der W EZ befindlic h en Zugspannungsmax i ma zu erkennen. Der Rückgang der
SE -Reduktion durch LTT-Einsatz mit zunehmender Messtiefe ist in d er R3 -Schmelzbad-
kontur zu suchen (Bild 4.1), da hierdurch die M es svolumi na ( Bild 3.6 , Ta belle 3. 11 ) auf
Grund ihrer Größe in den unteren Volumenbereichen fast nahezu die gesamte Schwei ß-
naht i n Querrichtung ü b erstreichen, wodurch etw ai ge lokal auftre tend e SE -Extrema du rch
das integrale Messverfahren der Neutronenbeugung nicht aufgelöst w erden können.

91
Oberer Bereich der Schweißverbindungen R2 und R3

Bild 4. 36 E x p.-Eige nspannungen N eutronenbeugu ng (Oben)

Mittlerer Bereich der Schweißverbindungen R2 und R3

Bild 4. 37 E x p.-Eige nspannungen N eutronenbeugu ng (Mi tte)

92
Unterer Bereich der Schweißverbindungen R2 und R3 

Bild 4. 38 E x p.-Eige nspannungen Neutronenbeu gung (Unten)

4.5 Experimentel l er Sch w eißv erzug
M i t Hilfe des ARAM IS ® -Messsystems w u rden an R1 - R3 die transienten Verschiebungen
der Punkte P 1 -P3 (Bild 3.2) erfasst u nd anschließend d ie transienten Durchb iegungen Δ𝑧
und W inkelverzüge 𝛼 fü r di e Auswerteposition P2 ermittelt. Die zugehö rigen Mess - be zi e-
hungsweise Berechnungsergebnisse sind in Bild 4. 39 -4. 41 zu finden. In T a belle 4. 15 sind
die für 𝑡 = 200 s verbleibenden Durchbiegungen und W i nkelverzüge zusammengefasst und
die Durchschnittswerte der zwei W i ederholungsver suche pro Referenzfall dargestellt.
Die in den oberen Bereichen in Bild 4. 39 -4. 41 dargestellten trans ienten 𝑧 -Verschiebungen
der Punkte P1-P3 (Bil d 3.2) w ei sen allesamt bei 𝑡 ≈ 16 s lokale Verschiebungs m ax ima auf,
welche zu dem Zeitpunkt auftreten, bei welchem die Sc hwei ßq uelle d ie mittleren H eftstellen
überschweißt. Dieses Überschweißen d er Hefts tellen ist auch in den lokalen W inkelve r-
zugsmaxima zum Zeitpunkt 𝑡 ≈ 16 s sichtbar.
Für R1 unterliegen die trans ienten 𝑧 -Verschiebungen de r Punkte P1-P3 und somit die tra n-
sienten Winkelverzüge zwischen den zwei Versuchen R1 -a und R1 -b einer zu starken
Streuung, weshalb hier eine W e rtung der Messergebnisse vergleichend zu R2 / R3 kaum
möglich i s t. Demgegenüber s ollten die Abw ei chungen der W inkelverzüge zwischen R2 und
R3 haupt sächlich auf das diff e rente Umw and lungsverhalten der verwendeten Zusatzw er k-
stoffe zurück zu führen s ein, da hier de r gleiche Grundwerkstoff S960 QL und auch Zusat z-
werkstoffe der gl eichen Festigkeitsklasse entsprechend dem G rundwerkstoff S960QL v e r-
wendet wurden. W ährend für R2 (Bild 4. 40 ) mit Ausnahme des lokalen W inkelverzugsm a-
x i ma bei 𝑡 ≈ 16 s ein mit der Zei t monoton ansteigender W inkelverzug zu beobachten ist,
weist R3 (Bil d 4. 41 ) ab 𝑡 ≈ 42 s einen Rückgang des W inkelverzugs auf. Grund hierfür ist
das spätere Ei n setzen d er ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung im S c hmelzbadberei c h, w obe i die ge ge n-
über R2 größere ( 𝛾 → 𝛼 )-Volumenexpansion d es Schweißgutes d em Winkelverzug e ntg e-

93
genwirkt. Die Reduktion d es W in kelverzugs ist auf die pi lzförmige Geometrie des Schm el z-
badbereichs zurückzuführen (Bil d 4.1), womit s ich die absolute Quervolumenausdehnung
im oberen Bereich des Schmelz b ades stärker als im unteren Bereich auswirkt.
 S355J2+N – WEKO 4 ® / R1

Bild 4. 39 E x p. tran sienter V erz ug S355J2+N – WEKO 4 ®

 S960QL – ED - FK 1000 ® / R2

Bild 4. 40 E x p. tran sienter V erz ug S960QL – ED - FK 1000 ®

94
 S960QL – CN 13/4- IG ® / R3

Bild 4. 41 E x p. tran sienter V erz ug S960QL – CN 13 /4- IG ®

Der sich für 𝑡 = 20 0 s einstellende W inkelverzug der LTT- Schweißverbindung R3 ist mit
𝛼 ( R3 -Ø) = 0,63 ° gegenüber 𝛼 ( R2 -Ø) = 0,9 ° um 3 0 % reduz i ert (Tabelle 4. 15 ), w as für
diese Schweißkonfiguration eine Reduz i erung des SV -Grundtyps W inkelverzug aufzeigt.
Ob dies alleine auf den nied rigeren ( γ → α )-Umwandlungstemp eraturen beruht gilt es im
Rahmen der numerischen Einflussanalysen zu prüfen. Bei Betra chtung d er verbl eibende n
Durchbiegung für 𝑡 = 200 s stellt s ich j edoch e i ne umge k ehrte W irkung e in. Hier fällt d ie
Durchbiegung für R3 mit Δ𝑧 ( R3 -Ø) = 0,6 mm gegenüber Δ𝑧 ( R2 -Ø) = 0,46 mm um 23 %
größer aus. Diese Verstärkun g der Durchbiegung ist be i m Eins atz von Zusatzwerkstoffen
mit verrin gerten ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungstemperaturen verständlich. Da nämlich die Volume n-
expansion des LTT-Zusatzwerkstoffs im oberen breiteren Be reich des Schmelzbades (Pil z-
form) in L ängsrichtung eine stärk ere Sch ubkraft a ls im unteren schmaleren Bereich des
Schmelzbades verursacht, wird somit die Durchbiegung gefördert. Hier gi lt es im Rahmen
der SV-Validierung zu überprüfen, ob dies auch mittels der numerischen Sc hweißstru k-
tursimulation nachgebildet werden kann und diese Schlussfolgerung somit ke iner statist i-
schen Schwankung unterliegt.
Tabelle 4. 15 Experimentelle Dur chbiegun gen und W inkel v erz üge der Referenz fälle (Bild 4. 39 -4. 41 )
𝒕 = 200 s

R1 -a

R1 -b

R1 -Ø

R2 -a

R2 -b

R2 -Ø

R3 -a

R3 -b

R3 -Ø

Durchbieg ung ∆𝒛 i n mm

0,81

1,00

0,9

0,49

0,43

0,46

0,66

0,55

0,6

Winkelver z ug 𝜶 in °

0,29

0,85

0,57

1,04

0,76

0,9

0,79

0,48

0,63

95
4.6 Modellvalidie rung
4.6.1 Globales T emperaturfeld
 Temperaturfeldabgleich
In Bild 4. 42 sind di e experimentelle n und n um erisch berechneten Temperaturverläufe d er
Schweißungen R1 - R3 gegenübergestellt. E s zeigt sich eine exz el lente Übereinstimmung.

Bild 4. 42 Experimen telle und numerisch berechn ete Temper atu r-
verläufe , Positionsanga be n für a-g in Tabelle 4. 16

Tabelle 4. 16 Position der
Therm oelemente

z = 6

z = 0

y =

a: 5
b: 6
c: 7
d: 7,8

e: 3,2
f: 4

y =

a: 4,8
b: 6
c: 7
d: 8,3

e: 2
f: 3
g: 4,4

y =

a: 5
b: 6
c: 6,9
d: 7,9

e: 2,6
f: 3,6
g: 4,4

96
 Schmelzbadkonturen
Bild 4 . 43 präsentiert die Gegenüberstellung der in Bild 4.1 experimentell abg eleitete n
Schmelzbadkonturen (blaue Kurven) und der im Rahmen de s T emperaturfeldabgleichs
nachgebildeten Schmelzbadkonturen (graue Flächen). E s zeigt sich ei ne hervorragende
Übereinstimmung.
S355J2+N –
WEKO 4 ® / R1

S960QL –
ED - FK 1000 ® / R2

S960QL –
CN 13/4 - IG ® / R3

Bild 4. 43 Berechnete Schmelz badk onturen (graue Flächen) im V ergleich mit den experi me nt el l
erm ittelten Schmelz badkonturen (blaue Kurven)

Die e x pe rimentellen und die aus der Temperaturfeldkalibri e rung hervorgehenden numer i-
schen En ergieeinträge sind in Tabelle 4. 17 gelistet. Für e i nen M AG -Sch w e ißprozess sind
die aus den unterschiedlichen Ene rgieeinträgen berechnet e n W irkungsgrade plausibel.
Tabelle 4. 17 Experimentelle und nume ris che Energiee inträ ge

S355J2+N –
WEKO 4 ® / R1

S960QL –
ED - FK 1000 ® / R2

S960QL –
CN 13/4- IG ® / R3

exp. Energieeintrag - 𝑸 exp

222,2 kJ

224,9 kJ

222,8 kJ

num. Energieeintrag - 𝑸 num

194,6 kJ

195,5 kJ

185,1 kJ

Wirkungsgrad - 𝜼 = 𝑸 num /𝑸 exp

0,876

0,869

0,831

4.6.2 Umw andlungsverhalten
 Gebiet der Austenitisierung
Die Modellierung der a ustenit ischen ( 𝛼 → 𝛾 ) -Festphasenumwandlungen der W E Z u n d der
Schmelzbadbereiche füh rte auf di e in Bild 4. 44 gezeigten Gebiete der Austenitisierung. W ie
bereits in Ra hmen der thermoph ys ikalischen M o dellierung erlä utert (Abschnitt 3 .2.1. 3),
wurden zum Zwecke der Modellvereinfachung und der Reduzieru ng des experimentellen
Aufwandes der B ereich der Feinkornzone un d ein Teil der Normalkornzone ( Bild 2.1 ) vom
Gebiet der Austenitisierung ausgeschlossen.

S355J2+N –
WEKO 4 ® / R1

S960QL –
ED - FK 1000 ® / R2

S960QL –
CN 13/4 - IG ® / R3

Bild 4. 44 Ber ec hne tes Aus tenitisier ungsgebiet (graue Flächen) unte r Vernachläs sigung de s durch di e
mage ntaf arbe nen Kurven eingeschlossenen Bereichs der teilumgekörn t en Zone und Teile der a n-
grenz enden Normalkornz one (WEZ-S960QL - Bild 4.2-lin ks )

 Dilatometerkurven
Für die W er k stoffe S355 J 2+N, S9 60QL und CN 13/4- IG ® s ind die e x pe rimentellen u nd
berechneten Dilatometerkurven fü r ausgewählte 𝑡 8,5 -Zeiten i n Bild 4. 45 -4. 47 geg enüberg e-
stellt. Zur n umerischen Reproduktion des Austenitisierungsgebiets wurden die experime n-
tell b estimmten 𝐴 c1 / 𝐴 c3 -Temperaturen der Grundwerkstoffe S355J2+N und S960QL im
Zuge der Berechnungen zw ec kmäßig zu höheren Temperaturen verschoben.
S355J2+N
Für den W erkstoff S355J2+N wurde m it 𝐹 s = 680 °C und 𝐵 s = 600 °C ein 20 % ferritisches
und 80 % bainitisches Festphasengemisch w äh rend der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlun g modellier t.
Die Ab kü hlzeit beträgt 𝑡 8,5 = 14 s. Die e x pe rimentelle und berechnete Dilatometerkurve
stimmen gut überein.

Bild 4. 45 E x perim entelle und bere chnete Dilatome terkurven (S355 J2+N)
S960QL
Für den W erkstoff S960QL wurde mit 𝑀 s = 420 °C eine rein m artensitische Festphasenen t-
stehung während de r ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung nachgebildet. Die Abkühlzeit beträgt 𝑡 8,5 = 10 s .
Auch hi er zeigt sich eine gute Übereinstimmung zwischen d er experimentellen u nd b erec h-
neten Dilatometerkurve.

Bild 4. 46 E x perim entelle und bere c hnete Di latometerkurven (S960Q L)
CN 13/4- IG ®
Da der Zusatzwerkstoff CN 13 /4 - IG ® nach Einbringung in di e einlagige Nahtvorbereitung
nur ein em Abkühlzyklus unterliegt, wurde auch nur de r Abkühlbereich d er Dilatometerkurve
nachgebildet. Die rein martensitische ( 𝛾 → 𝛼 )-Um w a ndlung wurde in diesem Beispiel mit 𝑀 s
= 252 °C modelliert. Es zeigt sich eine gute Übereinstimmung der Dilatomerkurven.

Bild 4. 47 E x perim entelle und bere chnete Dilatome terkurven ( CN 13/4- IG ® )

4.6.3 Zyklisches Verfestigungs verhalten
In Bild 4 . 48 /4. 49 sind die im Rahmen der Gleeble ® -Ex p erimente ( Ta belle 3. 11 ) messtec h-
nisch erfa ssten und an hand eines FE -Sta bmodells simulierten zyklischen W ar mzug -
/ W armstauchkurven für d en W er kstoff S960QL gegenübergestellt. Die eingezeichneten
Pfeile geben die Richtung der zyklischen W a rmzug -/ W ar ms tauchver suche an.
Innerhalb der numerischen Simulation wurde das isotrop -kinematische Verfe s tigungsverha l-
ten durch die schrittweise Änderung d es S ka lierungsfaktor s 𝑃 iso (Gleichung 2. 15 ) v a riiert.
Im Vergleich zu d en experimente llen Gleeble ® - Kurven zeigt s ich zum e inen, dass die au s-
tenitische Festphase fü r 𝑇 = 1200 °C ein nahezu rein isotropes Ve rfestigungsverhalten
aufweist un d zum anderen, dass die Anteile ki nemati s cher Verfestigung mi t abnehmender
Temperatur zunehmen, bis schließlich bei Erreichen der Ra umtemperatur von 𝑇 = 20 °C die
kinematische Verfestigung dominiert.

Bild 4. 48 I s otrop-kinem atische App roximation S 960QL - Grundwerk s toff

Bild 4. 49 I s otrop-kinem atische App roximation S 960QL - Austenit

4.6.4 Berechnete Schweißeige nspannung en
 SE auf den Oberflächen
Die Gegenüberstellung der ex p erimente llen u n d berechnet en Oberflächeneigenspannu n-
gen 𝜎 XX und 𝜎 YY wurde bei 𝑥 = 2 20 vorgenommen ( Bild 4. 50 - 4. 52 ) . Bei der Bewertung der
Berechnungsergebnisse ist die Streuung der Messe rge bnisse in 𝑥 -Ric htung (Bild 4. 33 -4. 35 )
stets mit einzubeziehen. Die S c hmelzbadbereiche sind grau markiert .
S355J2+N – WEKO 4 ® / R1 (Bild 4. 50 )
Die berechneten SE -Komponenten 𝜎 XX und 𝜎 YY zeigen bis auf die Breite des berechneten
Gebiets der maximalen Längseigenspannungen eine gute Übereinstimmung mit den exp e-
rimentellen W erten auf, wobei die auf der Unte rse i te berechneten 𝜎 XX -Schu ltern weit a u-
ßerhalb der W EZ u m bis zu 10 mm in 𝑦 -Richtung abweichen.
S960QL – ED - FK 1000 ® / R2 ( Bil d 4. 51 )
Die SE -Komponenten wurden qualitativ gut nachgebildet. Di e nennenswerten quantitative n
Abweichungen treten für die im Sc hweißnahtberei ch der Oberseite berechneten SE a uf,
wobei di e an allen drei 𝑥 -Positionen gemessenen maximalen Zugspannungen nicht repr o-
duziert wurden. Gegenüber R1 wurden für R2 W e rkstoffe m it höheren Festigk e itsklassen
eingesetzt, deren Auswirkungen sich durch höhere Quereig e nspannungsw erte zeigen .
S960QL – CN 13/4- IG ® / R3 (Bild 4. 52 )
Unter Berücksichtigung der SE-Schwankungen in 𝑥 -Rich tun g (Bild 4. 35 ) kam es für R3
sowohl innerhalb als auch außerhalb des Schmelzbadbereichs zu einer sehr g uten qualit a-

100
tiven und quantitativen Nachbildung der SE auf den Obe r flächen . Hie r ist hervorzuheben,
da ss d er Modellau fbau von R3 i m Geg ensatz zu R1 / R2 ausschließlich auf d em in dieser
Arbeit experimentell erfassten W e rkstoffverhalte n beruht. Gegenüber R2 zeigt sich die
Auswirkung des Einsatzes des LTT-Zusa tzw erk stoffs hauptsächlich in der geänderten SE -
Ausbildung im Schmelzbadbereich und der direkt angrenzen d en W EZ-Zone.
S355J2+N – WEKO 4 ® / R1

Bild 4. 50 Eigen spannungsvalidier ung S355J2+N – WEKO 4 ® (Rön tgen )

S960QL – ED - FK 1000 ® / R2

Bild 4. 51 Eigen spannungsvalidier ung S960QL – ED - FK 1000 ® (Rön t gen)

101
S960QL – CN 13/4- IG ® / R3

Bild 4. 52 Eigen spannungsvalidier ung S960QL – CN 13/4- IG ® (Rö ntge n)

 SE im Volumen
In Bild 4. 53 -4. 58 si nd d ie experimentellen und berechneten Volumeneigenspannunge n
gemeinsam d argestellt. Die Auswertungen wurden bei 𝑥 = 2 20 für die Tiefen positionen 𝑧 =
{1,5; 3; 4,5 } vorgeno mmen. Die Schmelzbadbereiche sind grau markiert. Bei der Bewertung
der Berechnungsergebnisse muss beachtet werden, dass das im Rahmen der Neutrone n-
beugungsexperimente verwendete M essvolumen w e gen seiner Größe nicht geeignet ist um
örtlich stark konzentrierte SE -G ra dienten hinreichend aufzulösen.
Unter Berücksichtigung d er experimen tell eingeschrän kten Ortsauflösung der SE-
Gradienten stimm en die ex per im entellen und b erechneten SE sowohl für R2 als auch fü r
R3 gut üb erein. Neben der guten Nachbildung der örtlichen Ve rteilung aller SE -Kom-
ponenten ist die Reproduktion des unterschiedlichen SE -Niveaus zw is chen 𝜎 XX und 𝜎 YY / 𝜎 ZZ
bemerkenswert. Für R2 und R3 weisen vor allem die berechneten Verläufe von 𝜎 YY und 𝜎 ZZ
zueinander qualitative Unterschiede auf, welche durch die Neutronenmessung nicht best ä-
tigt w e rden. Die im R3 -Schweißgutbereich bei 𝑧 = {3; 4,5} berec hneten, örtlich sta r k ko n-
zentrierten hohen Druckspannungsmax i ma (Bild 4. 57 /4 . 58 ) können durch d ie experimente l-
len Messergebnisse nicht validiert w e rden.
Neben der insgesamt erfolgreichen SE-Validierung sei an di eser Stelle angemerkt, dass
sich der Einsatz d e s L TT-Zusatzwerkstoffs insofern auf die berechneten SE auswirkt, al s
dass hierdurch die SE d er R3 -Schweißung gegenüber R2 insbesondere im Bereich des
Schmelzbades verringert sind.

102
S960QL – ED - FK 1000 ® / R2

Bild 4. 53 Eigen spannungsvalidier ung S960QL – ED - FK 1000 ® Oben (Neutron )

Bild 4. 54 Eigen spannungsvalidier ung S960QL – ED - FK 1000 ® Mitte (Neu t ron)

103

Bild 4. 55 Eigen spannungsvalidier ung S960QL – ED - FK 1000 ® Unte n (Neutron)

S960QL – CN 13/4- IG ® / R3

Bild 4. 56 Eigen spannungsvalidier ung S960QL – CN 13/4- IG ® O ben ( Neutron)

104

Bild 4. 57 Eigen spannungsvalidier ung S960QL – CN 13/4- IG ® Mitte (Ne ut ron)

Bild 4. 58 Eigen spannungsvalidier ung S960QL – CN 13/4- IG ® Unten (Neutron)

105
4.6.5 Berechneter Schweißv erzug
Eine Gegenüberstellung der experimentellen und s imulierten transienten Durchbiegun gen
Δ𝑧 und W in kelverzüge 𝛼 ist durch Bild 4. 59 -4. 61 gegeben. Gezeigt sind di e Resul tate der
zwei W iederholung sversuche ‚a‘ und ‚b‘.
Für die drei Referenzfälle R1 - R3 konnten die transienten Ver läufe von Δ𝑧 und 𝛼 q ualitativ
sehr gut reproduziert w erden . Auch stimmen die simulierten W i nkel verzüge in qualitative r
Hinsicht gut mit den Bild 2. 20 - links gemachten Be obachtungen überein, wobei der Ei nsatz
des LTT-Zusatzw erksto ffs ( R3 ) gegenüber den kon ve n tionellen Schweißgütern ( R1 / R2 ) zu
einem ausgeprägten Max im um des W in kelverzugs bei 𝑡 ≈ 40 s führt.
W eiter hi n ist auffällig, dass sow ohl die transienten, als auch die bei 𝑡 = 200 s verbleibenden
W er te von Δ𝑧 und 𝛼 fü r R1 - R3 i n ihren Beträgen me ist zu n iedrig berechnet wurden. Neben
den möglichen Einflüssen der Sc hmelzbadgeometrie und der Festphasenverteilung sin d
hierfür die Eigenheiten im Modellaufbau verantwortlich zu machen (Abschnitt 2. 3 /3.2.1).
Dies betrifft insbesondere die verzugsm indernden W irkungen des ‚Shear Locking‘, der
Vernachlässigung des visko -plastischen W erkstoffverhaltens un d der Einsatz der sch w a-
chen Kopplung zwischen dem thermischen und dem m echanischen Berechnungsschritt . In
Anbetracht der eben e rläuterten W ir k ungen der M odel lierungs eigenheiten k ann dennoch
von einer guten quantitativen Validierung des SV gesprochen w erd en.
 S355J2+N – WEKO 4 ® / R1

Bild 4. 59 Verz ugsvalidierung S35 5J2+N – WEKO 4 ®

 S960QL – ED -FK 1000 ® / R2

Bild 4. 60 Verz ugsvalidierung S96 0QL – ED -FK 1000 ®

106
 S960QL – CN 13/4- IG ® / R3

Bild 4. 61 Verz ugsvalidierung S96 0QL – CN 13/4- IG ®

In Tabelle 4. 18 sind d ie für 𝑡 = 2 00 s verbleibenden Durc hbiegungen und W inkelv e rzüge
zusammengefasst. Die ex p erimentellen und s imulierten Durchschnittswerte de r zwei W i e-
derholungsversuche sind in Bil d 4. 62 dargestellt.
Der tendenzielle Verlauf von Δ𝑧 z w isch en d en Referenzfällen R1 - R3 wird durch die Simul a-
tion ausgezeichnet wiedergegeben, wobei sich insbesondere beim Einsatz des L TT -
Zusatzwerkstoffs ( R3 ) gegenüber dem konventionellen Zus atzw e rkstoff ( R2 ) eine verstä rk te
Durchbiegung einstel l t. Im Kontrast dazu steht die d urch die numerische Berechnung b e-
st ätigte Abnahme des W inkelv erzugs von R2 zu R 3 durch den L TT-Einsatz. Somit ist eine
pauscha le Aussage, dass zunehmend niedriger umwandelnde Zusatzw e rkstoffe den glob a-
len SV reduzieren a priori nicht zulässig, da s ich e inzelne Grundtypen d es SV g egensät z-
lich verhalten können.
Tabelle 4. 18 Simulierte Durchbieg ungen und Winkel ver z üge der Re f erenz fälle (Bild 4. 59 -4. 61 )

R1 -a

R1 -b

R1 -Ø

R2 -a

R2 -b

R2 -Ø

R3 -a

R3 -b

R3 -Ø

Durchbieg ung ∆𝒛 i n mm

0,56

0,57

0,27

0,28

0,43

0,36

0,4

Winkelver z ug 𝜶 in °

0,53

0,46

0,50

0,48

0,4

0,37

0,39

Bild 4. 62 Dur chbiegungen un d Winkelverz üg e der Refer en z fälle für 𝑡 = 200 s (Tabe lle 4. 15 /4 . 18 )

Die th ermo mechanischen Modelle R1 - R3 ko nnten sowohl thermophysikalisch a ls auch
thermomechanisch erfolgreich validi ert w erden. Besonders hervorzuheben ist, dass sich
dabei di e Modelle R1 - R3 in ihrem Umwandlungsverhalten oder Festigkeitsklassen unte r-
scheiden. Dies unterstrei cht die Einsatzfähigkeit der in dieser Arbeit schematisch einheitlich
modellierten Schweißstruktursimulationsmodelle für die nume ri schen Einflussanalysen.

107
5 Diskussion
W ie im vorangegangenen Abschnitt 4 .6 gezeigt werden konnte, führen die vollzogene n
M o dellieru ngsschritte in Ve rbindung m it den gewählten Berechnungsmethodiken zu the r-
momechanischen Modellen, welche i n der Lage sind, die SE und d en SV fü r Schweißve r-
bindungen mit unterschiedlichstem Umwandlungsverhalten und differenten Festigkeitskla s-
sen experimentell abgesichert wiederzugeben. Deshalb wird im Folgenden davon ausg e-
gangen, dass die an den Referenzfällen R2 und R3 vollzo genen Variationsrechnungen auf
qualitativ vertrauenswürde Ergebnisse führen.
Die SE-Ko mponenten wurden stets b ei 𝑥 = 220 ausgewertet, während sich die Ergebnisse
zum SV stets auf den Punkt P2 bei 𝑥 = 150 beziehen (Bild 3 .2). Die in den Diagrammen
eingezeichneten grauen Flächen markieren den Schmelzbadbereich.
5.1 Warmzugkurv en
5.1.1 Dehnratenabh ängiges Ve rfestigungsverhalten
Für die validierten Referenzfälle wurde für d en Bereich 1 der Datensatz 𝜎(𝜀 󰇗 II ) und fü r de n
Bereich 2 der Datensatz 𝜎 (𝜀 󰇗 I ) verwendet. Für die Variation des dehnratenabhängigen Ve r-
festigungsverhaltens wurden für di e Ber eiche 1/2 ( Bild 3 . 15 ) die unterschiedlichen W ar m-
zugkurvendatensätze 𝜎 (𝜀 󰇗 I ) und 𝜎(𝜀 󰇗 II ) aus Ab schnitt 4.3.5 implementiert.
In 𝑧 -Richtung i st ein seh r ähnlicher Einfluss der auf u n terschiedlichen Dehnratenkonzepten
bestimmten W a rmzugku rve n auf die SE z u b eobachten. Des halb wurden zur Vermeidung
vo n Red undanz nur die SE auf den Oberseiten der Schweißverbindungen dargestellt.
Die geringen Sc hwankungen der in Bild 5.1/5.2 d argestellte n SE-Komponenten zei g en a uf ,
dass die Implementierung der auf unterschiedlichen Dehnratenkonzepten ermittelten
W ar mzugkurven keine signifik a nte Änderung des SE -Zustands verursacht .
Nach Bild 4. 31 /4. 32 wird deutlich, dass eine starke Än deru ng der Spannungs -Dehnungs-
antwort der experimentell bestimmten W a rmzugkurven e rst für erhöhte Temperaturen ab
𝑇 ≥ 600 °C auft ritt. Somit folgt fü r den u ntersuchten Dehnratenbereich, d a ss da s W a rm -
zugverhalten unterhalb vo n 𝑇 < 600 °C de n e ntscheidenden Einfluss auf d i e s ich a usbi l-
denden SE ausübt . Es kann geschlussfolgert werden, dass zumindest für die in dieser
Arbeit untersuch te n einlagigen Schweißkonfigurationen der Festigkeitsklasse S960QL auf
die Implementierung eines dehnratenabhängigen Verfestigungsmodells zur korrekten SE -
Berechnung verzichtet werden kann.

108
S960QL – ED - FK 1000 ® / R2

Bild 5.1 Dehnraten einfluss S960Q L – ED - FK 1000 ® (Obersei te), Bereich 1 / 2 nach Bild 3. 15

S960QL – CN 13/4- IG ® / R3

Bild 5.2 Dehnraten einfluss S960Q L – CN 13/4- IG ® (Oberseite), Bere ich 1/2 nach Bild 3 . 15

Im Gegensatz zu den SE unterliegt der SV einem stärkeren Einfluss. Außer fü r die Durc h-
biegung der Sch w e ißverbindung R3 treten im Variationsbereich SV -Schwankungen um bis
zu ~20 % auf ( B ild 5.3). W eit erh in ist eine Zunahme der Durchbiegung und zugleich des
W ink e lverzugs m it höher werdenden W erten der W ar mzugkurven ( 𝜎 (𝜀 󰇗 II ) ) beobachten. Im
Vergleich mit den e x pe rimentell bestimmten Durchbiegungen und W inkelverzüge n
(Bild 4. 60 /4. 61 ) liefert die (validierte ) Vorgabe der Spannungs -Dehn ung s kurven mit Bereich
1 ( 𝜎 (𝜀 󰇗 II ) ) und Bereich 2 ( 𝜎 (𝜀 󰇗 I ) ) (Bil d 3. 15 ) gegenüber der alleinigen Implementierung der auf

109
der niedrigen konstanten Dehnrate 𝜀 󰇗 I basierenden Warmzugkurven eine Verbesserung der
Berechnungsergebnisse, da so für beide SV -Grundtypen höhere W erte berechnet wurden .
Eine weitere Verbesserung der Berechnungsergebnisse wäre mit Bereich 1 ( 𝜎 (𝜀 󰇗 II ) ) un d
Bereich 2 ( 𝜎(𝜀 󰇗 II ) ) errei chbar. W i rd also beabsichtigt, eine einlagige Schweißstruktursimul a-
tion mit dem Ziel d er SV -Berechnung durchzuführen, so ist entweder die in dieser Arbe it
angewandte M ethode zweckmäßig o der es sollte d irekt ein d ehnratenabhängiges Verfest i-
gungsmodell eingesetzt werden.

Bild 5.3 Durchbiegun g und W inkel ver z ug unter Deh nratenvariatio n, Bereich 1 / 2 na ch B ild 3. 15

W ähren d die SE kaum einem Dehnrateneinfluss unterliegen, übt das im Hochtemperaturb e-
reich auftretende, durch erhöhte Deh nraten verstä rkte Verfestigungsverhalten einen s ignif i-
kanten Einfluss auf den verbleibenden SV aus. Vom praktischen Anwender ka nn nic ht
erwartet werden, wie in dieser Arbei t zwei versc hiede Datensätze ( 𝜎 ( 𝜀 󰇗 I ) , 𝜎 (𝜀 󰇗 II ) ) zur Verf ü-
gung zu haben. Si nd also im Vorfeld von numerischen S c hw eißs truktursimulationen Ex p e-
rimente zum W ar mzugverhalten des jew ei ligen W erk s toffs n otwendig, so ist das Dehnr a-
tenkonzept mit der temperaturabhängigen Dehnrate 𝜀 󰇗 II nach Ta belle 3. 11 vorzuz iehen.
5.1.2 Warmzugkur veneigens chaften un d Warmzugkurv enanzahl
Die Berechnung en der validierten Ref e renzfälle basieren auf der Vorgabe der multilinearen
isotropen W ar m zugkurven aus Ab schnitt 4.3.5 mi t einem Abstand von Δ𝑇 = 10 0 K. Für die
Variation der W ar m zugkurven e igenschaften (Tabelle 3. 20 ) w urd e mit Var1 fü r 𝑇 ≥ 600 °C
ein rein plastisches Fließverhalten berücksichtigt und mit Var2 das plastische Fließverha l-
ten für 𝑇 = 600 °C für alle W a rmzugkurven ab 𝑇 ≥ 600 °C übernommen. Im Zuge von Var3
wurden die W ar mzugk urven mi t Δ𝑇 = 20 0 K im Modellaufbau imp lementiert, wohin g ege n
die Warmzugkurven für Va r4 i m Abstand von Δ𝑇 = 300 K vorliegen.
 Warmzugkurveneigenschaft en - SE
Beide Va riatione n führen gegenübe r den Referenzfällen R2 / R3 zwar zu ein er hinreichend
qualitativen SE -Berechnung, jedoch treten vor allem in der W EZ nicht hinnehmbare quant i-
tative Unterschiede fü r 𝜎 XX auf. Der in der Literatur oft auffind ba re Berechnungsansatz des
ideal pl astischen Fließverhaltens kann somit nicht fü r Schw eißverb indungen der Fe sti g-
keitsklasse S960QL empfohlen w erd en . Bemerkenswert ist, dass Var2 ge genüber Var 1
insgesamt keine wesentlic hen SE-Unterschiede liefert, obwohl die in der Datenbank hinte r-
legten W armzugkurven für 𝑇 ≥ 600 °C allesamt die (hohe) Fl ießgrenze für 𝑇 = 600 °C besi t-
zen. Damit wird die berei ts im di rekt vorangegangenen Teilabschnitt getroffene Aussage
bestätigt, d ass der s ich einstellenden SE -Zustand vorrangig durch d as Verfestigungsverha l-
ten für Temperaturen 𝑇 < 600 °C bestimmt w i rd.

110
 Warmzugkurvenanzahl - SE
Für Var3 zeigen sich ex zellente Übe reinstimmungen mit den Referenzfällen. W ährend für
den m it Var4 variierten Referenzfall R3 e ine hervorragend e Übereinstimmung mit den SE
der Referenzw erte erzielt werden konn te , weiche n die SE des m it Var4 variierten Referen z-
falls R2 quantitativ erheblich ab.
Die in Abschnitt 4.3.5 gezeigte n Ergebnisse zum experime ntell bestimmten Verfestigung s-
verhalten zeig en a uf, dass die Fli eßgrenzen und die Fließkur ven im Temp eraturbereich von
300 °C ≤ 𝑇 ≤ 60 0 °C stark variieren, w ährend sie fü r 𝑇 < 300 °C relativ kleine Abweichu n-
gen aufzeigen. W erden also wie im Variationsfall Var4 bei 𝑇 = 300 °C und dann erst wieder
bei 𝑇 = 600 °C W armzugkurven hinterlegt, so w erde n die W ar m zugeigenschaften innerhalb
dieses Temperaturbereichs durch die Berechnungsalgorithmen linear ap pro x im iert. Für d en
mittels Var4 variierten Refere n zfall R2 f indet jedoch genau i n diesem T e mperaturinterval l
die martensitische ( 𝛾 → 𝛼 )-Umw a ndl ung des Grund - und Zus atzwerkstoff s statt. Für den
variierten Referenz f all R3 trifft d ies nur für den Grundwerkstoff zu, während für den LTT-
Zusatzwerkstoff er s t ab 𝑇 ≤ 330 °C die martensitische Phasenbildung einsetzt. Hiermit wird
deutlich, dass vor allem für de n ei ngebrachten Zusatzw erks toff das Verfestigungsverhalten
während der ( 𝛾 → 𝛼 )-Um wandlung durch Vorgabe der i n diesem Temperaturbereich releva n-
ten W ar m zugkurven gut beschrieben sein mu s s .
S960QL – ED -FK 1000 ® / R2

Bild 5.4 Fließgrenz envariation S960QL – ED -FK 1000 ® (Obe rseite)

111

Bild 5.5 Fließgrenz envariation S960QL – ED -FK 1000 ® (Mi t te)

S960QL – CN 13/4- IG ® / R3

Bild 5.6 Fließgrenz envariation S960QL – CN 13/4- IG ® (Ober seite)

112

Bild 5.7 Fließgrenz envariation S960QL – CN 13/4- IG ® ( Mitte)

 Warmzugkurveneigenschaft en - SV
Gute SV-Ergeb nisse liefert nur die Var1 -Durchbiegung und der Var2 - W in k elverzug des
variierten Referenzfalls R2 . Die restlichen Berechnungen z ur Variation der W armzug ku r-
veneigenschaften sind als ungenügend zu be w e rten. Da sich die globale Schweißformä n-
derung aus einer Überlagerung einzelner Grundtypen d es SV, zum Be ispie l der Durchb i e-
gung und dem W inke lverzug, zusammensetzt, s ind die Berechnungsmethoden un ter A n-
wendung von Va r1 / 2 u n geeignet den gesamten SV - Zustand realitätsnah abzubilden.
 Warmzugkurvenanzahl - SV
Die m it Var3 variierten Referenzfälle R2 / R3 zeigen exz e llente Übereinstimmungen mit d en
SV -Referenzwerten. Unter Einsatz von Var4 lie fert n ur der variierte Referenzfall R3 ein
hervorragendes Erg ebnis, während für den variierten Referenzfall R2 sehr gro ße Unte r-
schiede zu den SV -Referenzwerten auftreten. W ie für den SE -Fall be reit s erläutert, ist hier
die Ursache in der W armzugkurv envorgabe während der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung zu suchen.

Bild 5.8 Durchbiegun g und W inkel ver z ug unter Variation der Warmzugkur ven (Tabelle 3. 20 )

113
Es lässt s i ch schlussfolgern, dass das i n der Prax i s oft ei ngesetzte Berechnungsmodell d er
ideal plastischen Verfestigung zur SE- und SV-Berechnu ng d er hier untersuchten hochfe s-
ten S c hweißkonfigurationen ungeeignet ist. Sehr e rfolgreich hingegen w ar die Reduzierung
der Anzahl der hi nterlegten Warm zugkurven mit einem Temperaturabstand von Δ𝑇 = 2 00 K,
was den ex p erimentellen Aufw and zur Be stimmu ng der W erkstoffkennwerte erheblich r e-
duziert. W erden die W armzu gkurven für den Temperaturbereich der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlun g
vorgegeben, so ist fü r die korr e kte Ber echnung de r SE s ogar eine Reduzierung der Anzahl
der W ar m zugkurven mit einem Ab stand von Δ𝑇 = 300 K möglich.
5.2 Umwandlungs plastizität
Die Ergebnisse fü r den latent schrumpfenden Fall sind in Bild 5.9/5. 10 und Bild 5. 11 darg e-
stellt. Die Änderungen der SE mit äußerer Schrumpfbehinderung sind in Bild 5. 12 /5. 13
gezeigt. Zur Verm eidung von Redundanz wird dara uf verzichtet d ie SE auf d en Unterseiten
( 𝑧 = 0 ) zu zeigen, da sich diese gle ichartig wie die SE auf den Oberseiten ( 𝑧 = 6 ) verh al ten.
5.2.1
K
-Variation bei laten t er Schrump fung
 Schweißeigenspannungen
Der Vergle ich der SE-Ergebnisse zwischen R2 und R3 zeigt auf, dass s ich die SE-Än de-
rungen unter 𝐾 -Va riation qualitativ gleich verhalten, wobei für R3 vor allem im und um d en
Bereich der Schweißna ht quantitativ größere Änderungen auftreten. Auf Grund der gleichen
Festigkeitsklassen von R2 und R3 ist dieser Effekt auf die W irkung der mit durchschnittli c h
Δ𝑀 s = - 130 K s p äter einsetzende n ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung des Zusatzwerkstoffs von R3 z u-
rückzuführen. Durch die größer ausfallende Volumenexpansion b auen sich höhere U m-
wandlungs spannungen auf , womit sich wiederum der UP -Effekt stärker ausw i rkt.
Im Volumen ( 𝑧 = 3) w ei sen alle SE-Ko mponenten das gleiche Verhalten bei wachsendem
𝐾 - W ert auf, indem sie im Schmelzbadbereich und im direkt angrenzenden Bereich der
W EZ zu m Teil ansteigen und in entfe rnteren Bere ichen d er W EZ a bfallen beziehungsweise
relaxieren. A uf den Oberflächen ist fü r 𝜎 XX unter d er Zunahme der 𝐾 -W erte im g e samten
Umwandlungsbereich ei n Anw a chsen zu verzeichnen, während sich 𝜎 YY im u nd um den
Schmelzbadbereich verringert und außerhalb erhöht. Die SE - Kom ponente 𝜎 ZZ zeigt auf den
Oberflächen grundsätzlich eine Abnahme be i wachsendem 𝐾 -W ert, wobei die ge genübe r
𝜎 XX und 𝜎 YY rela tiv kl einen Änderungen von 𝜎 ZZ für R2 geringer ausfallen als bei R3 .
Die 𝐾 -Vari ation zwischen 𝐾 1 un d 𝐾 5 fü hrt f ür 𝜎 XX und 𝜎 ZZ zu einem Streuban d mit de utl i-
chen o beren und unteren Grenzen. F ür 𝜎 YY kann nur im Vo lumen der Schweißnaht e in
eindeutiges Streuband beobachtet werden, w ä hrend in der W EZ zumindest kein diverge n-
tes Verhalten bei der Zunahme von 𝐾 auftritt. Das Auftreten von Streubändern ist in sow eit
verständlich, al s das sich für 𝐾 1 = 0 MPa -1 die Um w andlungsspannungen voll ausbilden
können. Für 𝐾 → ∞ k önnen sich keine Umwandlungsspannunge n a ufbauen und die ( 𝛾 → 𝛼 )-
Umwandlung nimm t hauptsächlich auf Grund des W ech s els der W armfließgrenzen von d er
𝛾 -Phase auf die 𝛼 -Phase einen Einfluss auf die SE -Ausbildung.

114
SE auf den Oberseiten und im Volumen – R2 / R3

Bild 5.9 UP - 𝐾 -Variation bei laten t er S chrump f ung (Ober s eite)

Bild 5. 10 UP - 𝐾 -Variation latent schru mpfend (Mitte)

115
Numerische Untersuchungen zum 𝐾 -Einfluss a uf niedriglegierte Schweißverbindungen
wurden i n [ 72 - 76 ] durchgeführt (Ab schnitt 2.2 .2.2). In [ 72 , 73 ] führte di e Berücksichtigung
der UP ebenso wie für R2 / R3 zu erhöhten Lä ngseigenspa nn ungen im Nahtbereich einer
S355J2+N-Laser-Blindnahtschw e ißung. Hie r betragen d ie Unterschiede zwisch en den
Berechnungen mit und ohne UP auf der Oberfläche bis z u Δ𝜎 XX ≈ +400 MPa. Vergleichend
hierzu beläuft s ich für R2 der SE -Unterschied u nter Anwendung von 𝐾 1 und 𝐾 3 (Tabelle
3. 21 ) nur auf Δ𝜎 XX ≈ - 140 MPa, obw oh l die unterschiedlichen Festigkeitsklassen der W er k-
stoffe S3 55J2+N und S960QL ( R2 ) grö ßere SE-Unterschiede erwarten lassen. Da Blin d-
nahtschweißungen gegenüber (M A G-)Schweißungen m it V -Naht ( R2 ) eine höher e Naht -
steifigkeit aufw e isen, lässt sic h schließen, dass die UP eine um so größere W ir kung auf die
SE a usübt, d esto höher die N ah tsteifigkeit de r jeweiligen Schweißkon figuration ist. Die SE-
Komponente 𝜎 YY und 𝜎 ZZ können nicht vergl ichen werden, d a diese in [ 72 , 73 ] nicht ausg e-
wertet w ur den.
Die Ergebnisse dieser Studie können die an e inem ma r tensitischen Ed elstahl gew o nnen
Resultate aus [ 76 ] nicht best ätige n, wobei in [ 76 ] eine Red uzierung von 𝜎 XX unter Be rüc k-
sichtigung der UP beobachtet w u rde. Auch hier wurden 𝜎 YY und 𝜎 ZZ nicht ausgewertet.
In [ 78 ] wurde die Schweißverbin dung R1 analysiert. Auch w e nn sich die Lage der SE -
Extremwerte gegenüber R2 / R3 quer zur Sc hweißrichtung leicht unterscheiden, so verhalten
sich die qualitativ en Änderungen der SE -Komponenten zwischen R1 - R3 unte r 𝐾 -Variation
prinzipiell äh nlich, wobei vor allem im Bereich d er Schweißnaht für den Fa ll R3 die größten
Änderungen auftreten. Neb en der ( γ → α )-Umwandlungstemperatur ist dies a uf di e wesen t-
lich höheren F es tigkeit sklassen von R2 / R3 z urück zuführe n , da sich durch die h öheren
W ar mstreckgrenzen höhere Umw a ndlungsspannungen aufbauen und der umwandlung s-
plastische Effekt verstärkt auftritt.
In [ 77 , 79 ] wurde der Einfluss der UP auf die SE-Kompone nte n 𝜎 XX und 𝜎 YY der Oberfl ä-
chen von L TT -Blindna htschweißungen (MAG ) unte rsucht. In der nic ht validie rten numer i-
schen Untersuchungen au s [ 77 , 79 ] führte d ie Erh ö hung de s 𝐾 -W ertes im Schweißnahtb e-
reich zur Relaxation von 𝜎 XX und 𝜎 YY , was im Fal l von R3 nur für 𝜎 YY bestätigt werden kann.
Ebenso abweichend zu R3 wurde kein m erklicher Ei nfluss auf d i e SE in der W EZ festg e-
stellt. In [ 79 ] treten z wischen den Berechnungen mit und ohn e UP SE -Diffe renzen m it Δ𝜎 XX
≈ +350 MPa beziehun gsw ei se m it Δ𝜎 YY ≈ - 250 M Pa auf, welche mi t denen am Fall R3 e r-
mittelten Absolutbeträgen der Differenzen Δ 𝜎 XX ≈ +200 M Pa und Δ𝜎 YY ≈ +2 00 MPa in ihrer
Größenordnung gut übereinsti m men. Die Aussage der Autoren beid er Studien, dass die UP
im Modellaufbau numerischer Berechnungen von LTT-Sch weißverbindungen b erücksichtig t
werden muss, kann durch die Untersuchung an R3 bestätigt w erd en.
Die Analysen zeigen a uf, dass im Fall von R2 der UP-Parameter 𝐾 zumindest in seiner
realen Größenordnung vorge geben werden sollte um d ie SE rea litätsnah ab zu b ilden. Dies
wird bei der Betrachtung d er SE-Kom ponenten 𝜎 YY ( 𝑧 = 6 ) und 𝜎 XX ( 𝑧 = 3) (Bild 5.9/5. 10 -
links) deutlich. Bezieht ma n die SE -Komponenten 𝜎 XX ( 𝑧 = 6), 𝜎 YY ( 𝑧 = 6) und 𝜎 YY ( 𝑧 = 3) ein
(Bild 5.9/5. 10 -rechts), so sollte im Fall von R3 der UP-Parameter 𝐾 in seiner korrekten
Größe gewählt werden. Für die b eiden Fälle R2 / R3 führt di e Vernachlässigung der U m-
wandlungsplastizität mit 𝐾 1 = 0 M Pa -1 zu ungenügenden SE-Berechnungsergebnissen.
 Schweißverzug
Der Datenauszug aus Bild 5. 11 liefert für R2 eine ~4 % g rößere u nd für R3 eine ~7 % gr ö-
ßere Durchbiegung zwischen den Berechnu ngen m it 𝐾 0 = 0 ( ohne UP) und 𝐾 3 (experime n-

116
teller 𝐾 - W ert). W eiterhin folgt für R2 ein ~7 % erhöhter und für R3 ein mit ~3 % verringerte r
W ink e lverzug bei Vernachlässigung der UP. Für die 𝐾 -Parameter g rößer dem experime n-
te llen W ert nehmen die Durchbiegungen und di e W inke lverzüge verstärkt zu.
Hinsichtlich des gesamten Variationsbereichs reagiert die Durchbiegung und der W i nke l-
verzug von R3 empfindlicher auf die 𝐾 -Variation als R2 . (Bild 5. 11 ). Da beide Schw eißve r-
bindungen den gleichen Grundwerkstoff S960QL besitzen, ist dies auf die gegenüber R2
herabgesetzte ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungstemperatur des LTT-Zusatzwerkstoffs CN 13/4 - IG ®
von R3 zurückzuführen. Daraus folgt , d ass der Ei nfluss des UP-Parameters 𝐾 verstärkt
auftritt, wenn der Zus atzw e rkstoff gegenüber dem Grundw erk stoff bei ni edrigeren Temper a-
turen die ( 𝛾 → 𝛼 )-Phasenumwandlung durchläuft.
Die Literaturschau liefert leide r nur sehr wenige systematis c he Untersuchungen z um Ei n-
fluss des 𝐾 -Para meters auf die Durchbiegung und den W i nkel verzug. Zumindest in [ 79 ]
wurden di e beiden SV -Grundty pen u nte r dem 𝐾 -Einfluss einer LTT-Schweißverbindung
untersucht. Die Aussage aus [ 79 ], dass die Berücksichtigung der UP mit d em realen W er t
des 𝐾 -Parameters zu einer starken Reduzierung der beiden eben genannten SV -Grund-
typen führt, kann zumindest für die hier untersuchten Fälle ni c ht bestätigt w e rden.
Sollte im Rahmen von numerischen Strukturanalysen der Fokus auf die Berechnung des
SV gerichtet sein, so kann entsprechend der in dieser Arbeit untersuchten Schw e ißkonfig u-
rationen die Durchbiegung un d der W inkelverzug mit der Vorgabe von 𝐾 0 = 0 hinreichend
genau berechnet wer den.

Bild 5. 11 Dur chbiegung und W ink elv erz ug unter 𝐾 -Variation für R2 un d R3 (Tabelle 3. 21 )

5.2.2
K
-Variation bei äuß erer S chrumpfbehinderung
Die 𝐾 -Variation an den Schweißverbindungen R2 / R3 mit äußerer S chrumpfbehinderung
verursacht s owohl sehr ähnliche qualitative a ls auch qu antitative SE -Änderungen wie für
die latent schrumpfenden Fä ll e . Da unter äußerer Schrumpfb e hinderung sta rk erhöhte SE
auftreten, lässt sich s omit schlussfolgern, dass d ie relative Auswirkung d er UP auf die SE
weitestgehend unabhängig vom SE -Zustand ist. Somit ist der relative Einfluss der Umw an d-
lungsplastizität auf die SE auch unabhängig von Ei nspanngrad.

117
SE auf den Oberseiten und im Volumen – R2 / R3

Bild 5. 12 UP - 𝐾 -Variation ohne und m it äußerer Schrum pfbehinderung (Ober s eite)

Bild 5. 13 UP - 𝐾 -Variation ohne und m it äußerer Schrum pfbehinderung (Mitte)

118
5.3 Martensitische Umwandlung des LTT -Schw eißguts
Die Einflussanalyse de r 𝑀 s -Temperatur des Zusatzwerkstoffs von R3 wurde a nhand d er
Variation von 𝑀 s
,
Ø im Bere ich 10 7,5 °C ≤ 𝑀 s
,
Ø ≤ 420 °C nach Abschnitt 3.2.2.3 d urchg e-
führt. Die SE sind in Bild 5. 14 /5. 15 und die zugehörigen SV in Bild 5. 17 /5. 18 aufgezeigt .
 Schweißeigenspannungen

Bild 5. 14
M
s -Var iat ion de s Zusatzwerksto f fs – S960QL – CN 13 / 4- IG ® (Obersei te)

Bild 5. 15
M
s -Var iat ion de s Zusatzwerksto f fs – S960QL – CN 13 / 4- IG ® (Mitte)

In Bild 5. 16 sind di e Lä ngseig enspannungen der Schweißnahtmitte grafisch dargestellt. Auf
den Oberflächen als auch im Volumen werden die maximalen Druckspannungen b ei etwa
170 °C ≤ 𝑀 s ≤ 232,5 °C erreicht. Dies steht in guter Übereinstimmung mit den experimente l-

119
len Mehrlagenschweißungen aus [114] (Bild 2. 10 ) und [115], wobei die Druckmaxima in
[ 114 ] bei 𝑀 s ≈ 250 °C und i n [ 115 ], bei 𝑀 s = 191 °C ausgemacht wurden. Die rein simulative
Untersuchung einer einlagigen Schweißverbindung aus [125] (Bild 2. 19 ) liefe r t dagegen
erst bei 𝑀 s = 150 °C das Druc kmax i mum. Die mit Δ𝑀 s = 100 K recht starke Schwankung
für das Auftreten der Druckmax i ma zeigt auf, dass eine pauschale Vorg abe von 𝑀 s zur
Einstellung des optimalen Druckmaximums für 𝜎 XX a priori nicht möglich ist , son dern die
jeweilige Schweißkonfiguration separat betrachtet w e r den muss.

Bild 5. 16 Läng seigenspannung en in Sch w eißnah tmitte unter
M
s,Ø -V ariation
Im Gegensatz zu 𝜎 XX s ind für di e Querspannungen 𝜎 YY k ein klarer Trend zur SE -Ent-
wicklung beim Herabsetzen von 𝑀 s auszumachen. So führt zum Beispiel die Verringerung
von 𝑀 s im Volumen der Schwei ßverb indung global zu erhöht e n W e rten von 𝜎 YY , was j e-
doch auf den Oberflächen nur für di e Schweißnahtmitte zu beob achten ist. Im Übergang s-
bereich von der Schweißnaht zur W EZ beziehungsweise in der W EZ kehrt si ch h ier die
W ir kung um und niedrigere 𝑀 s -Temperaturen reduzieren die SE-Komponente 𝜎 YY . Beme r-
kenswert ist vor all em, dass die größte Änderung von 𝜎 YY im Bereich der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwand-
lung d es Grundwerkstoffs S960QL von 35 7,5 °C ≤ 𝑀 s ≤ 420 °C sprunghaft auftri tt und bei
weiter fallenden W erten von 𝑀 s die Quer ei genspannungen nahezu unverändert bleib en .
Diese steht im s tarken Kontrast zu den Untersuchungen au s [114] (Bi ld 2. 10 ) und [125]
(Bild 2. 19 ), wo eine stetige Verringerung von 𝜎 YY m it falle nder 𝑀 s -Temperatur folgt .
W ähren d s ich die Normalspannungen 𝜎 ZZ auf den Oberfläche n na hezu unbeeinflusst ze i-
gen , i s t i m Vo lu men ein starker 𝑀 s -Einfl uss zu erkennen. Auch hi er tritt eine sprunghaft e
Änderung von 𝜎 ZZ i m Bereich v on 3 57,5 °C ≤ 𝑀 s ≤ 420 °C auf, w ob ei sich 𝜎 ZZ i n der
Schweißnahtmitte um circa Δ𝜎 ZZ ≈ - 242 M Pa verringert und in de r W E Z um c irca Δ𝜎 ZZ ≈
+201 MPa erhöht. Zum Einfluss von 𝑀 s auf 𝜎 ZZ la ssen s ich in der betrachteten Literatur
leider keine systematischen Untersuchungen finden.
Es zeigt sich, dass sich d ie Längs- , Quer - und Normalspannunge n unter dem Einfluss de r
𝑀 s -Tempe ratur zum Teil s ehr gegensätzli ch verhalten. Hierbei ist es entscheidend, ob die
Auswertung en auf den Oberflächen oder im Volumen s tattf inden, ob der Schweißnahtb e-
reich oder der W EZ-Bereich betrachtet wird und ob die ( 𝛾 → 𝛼 )-Um wandlung d es Schweiß -
gut s zeitgleich m it der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung des Grundwerkstoffs stattfindet . Je n achdem
welche SE-Kom ponente man w o reduzieren möchte e r scheint eine 𝑀 s -Reduktion mehr
oder weniger sinnvoll. Wegen der hier durchgeführten Ei nflussa nalyse lässt d ie Recherche
in der gängigen Literatur die Vermutung zu, dass die Auswertepositionen d e r SE unter 𝑀 s -
Einfluss oft zur vorteilha ften Darstellung der SE -Verringerung ge w ählt w urden beziehung s-
weise die Präsentation der du rc h die 𝑀 s -Reduktion hervorgerufenen Erhöhung bestimmter
SE -Komponenten vermieden w i rd.

120
 Schweißverzug
In der Literaturschau finden sich s ystemati s che Untersuchungen zum positiven Einfluss der
𝑀 s -Tempe ratur von LTT-Zusa tz werksto ffen a uf die Reduzierung d es W in kelver zugs. D ie
jedoch ebenso wichtige Durchbiegung findet meist keine Beachtung oder wird nur verei n-
zelt betrachtet. Dies kö nnte in de r bereits ex perim entell nachgewiesenen ( Bild 4. 62 - l inks)
Verstärkung der Durchbiegung mit fallender 𝑀 s -Tempe ratur liegen, welche den LTT-Einsatz
zum Zweck der (globalen) Ve rzugs minimierung als ungeeignet herausstellt. W ie durch die
numerische Einflussanalyse deutlich wird ( Bild 5 . 18 -l i nks), erhöht sich der verbleibende
W ink e lverzug im Bereich von 170 °C ≤ 𝑀 s ≤ 420 °C sukzessive mit fallender 𝑀 s -Tempe ratur
um bi s zu 84 % . Erst beim A uft reten unvollständiger ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung und s omit rüc k-
läufiger Volu m enexpansion zeigt sic h ei ne leichte Abnahme b ei 𝑀 s = 107,5 °C. D ie Auswi r-
kung des Einsetzens d er ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung des LTT-Zusatzwerkstoff s auf die Erhöhung
der Durc hbiegung läss t s ich am zugehörigen transienten V erlauf für 𝑀 s = 170 °C in
Bild 5. 17 -links erkennen. Hie r tritt im Zeitbereich von 170 s ≤ 𝑡 ≤ 2 00 s ein sprunghafter
Anstieg de r Durchbiegung auf, wobei m it 𝑡 ≈ 170 s die ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung beginnt und
diese bei 𝑡 ≈ 210 s zum Großteil abgeschlossen ist. Die Zunahme der Durchbiegung ist
durch die Reduktion der Längsschrumpfung, verur s acht dur ch eine gegenläufige Volume n-
expansion, be gründbar. So führt die i n Tiefenrichtung ungleichförmige Verteilung des LTT -
Schweißguts (Pilzform) im oberen Bereich der Stumpfstoßverbindung zu einer g egenübe r
dem angrenzenden Grundwerkstoff verstärkten Schubwirkung, welche im unteren sc hmal e-
ren Bereich schwächer ausfällt. Somit resultieren über die Blechdicke hinweg verschiedene
Volumendehnungen in Län gsrichtung des Schweißguts, was den Biegeverzug ver s tärkt.
Ein gegensätzliches Resultat liefert die Untersuchung einer T -Stoßk onfiguration a us [124] .
Im Gegensatz zur realen Schweißung, wo kein Einflus s der 𝑀 s -Temperatur des Sc hwei ß-
guts auf die Durchbiegung erkennbar war, w urde in der nu merischen Untersuchung be i
verringerter 𝑀 s -Temperatu r eine 50 %ige Reduktion d e r Durchbiegung festgestellt. Leide r
geben die Autoren hierfür keine Begründung. Zudem steht die Aussagekraft de r numer i-
schen Simulation in Frage, d a der ex peri mentelle Befund hinsichtlich der Dur c hbiegung
qualitativ nicht nachgebildet werden konnte.
Die Entwicklung des verbleibenden W inkelverzugs m it fallender 𝑀 s -Temperatur (Bild 5 . 18 -
rechts) zeigt mit 𝛼 ( R3 ) a ls Normierungswert ein e Schwankungsbreite von -3 % und +9 %
auf. Da kein klarer Trend zu erkennen ist, kann i n d iesem Fall von keinem e indeutige n
Einfluss von 𝑀 s auf den W inkelv erzug ge sprochen werden. Dies steht im Kontrast zu der in
Bild 4. 62 -rechts gemachten Beobachtung, wo R3 gegenüber R2 einen verringerten W i n ke l-
verzug aufweist. W ie die numerische Einflussanalyse jedoch bes tätigt, scheint dies n icht an
den differenten 𝑀 s -Temperaturen der Zusa tzw erk stoffe zu liegen. Da zw i schen R2 u nd R3
die Schweißparameter, die Sc hweißkonfiguration und die Fes tigkeit s klassen d er Zusat z-
werkstoffe gleich sind, ist mit Au snahme von 𝑀 s der Zusatzwerkstoffe e ine verbleibende
signifikante Abweichung in der Schmelzbadgeometrie zu finden, welche bei der M o dellen t-
wicklung der numerischen Simulation berücksichtigt wurde ( Bild 4. 43 ). Es lässt sich
schlussfolgern, dass zumindest fü r den hier untersuchten Fall einer vollständig durc h-
schweißten einlagigen Stumpfsto ßverbindung die Varianz der Schmelzbadgeometrie d en
entscheidenden Einfluss bei der W in k elverzugsausbildung ausübt.
Es ist auffällig, dass d ie in der gängigen Literatur auffindbaren systematischen Unter s u-

121
chungen zum 𝑀 s -Einfluss der Zusatzwerkstoffe Schweiß konfigurationen betrachten, be i
denen k eine vollständige Durchschweißung in Dickenrichtung au ftritt. Hierbei hand elt e s
sich e ntweder um m ehrlagige Schweißungen (U -Naht) o der um e i nlagige Schweißungen
wie Blindnähte und T-Stöße mit Kehlnaht. Eine sukzessive Verringerung des W in k elverz ugs
wie in Bild 2. 15 [ 122 ] od er gar das Auftreten eines zugehörigen Verzugsminimums mit
fallender 𝑀 s -Temperatur, wie es in [113] (Bild 2.9 ), [124] (Bild 2. 16 /2. 17 ) und [ 126] (Bi ld
2. 20 ) zu finden ist, wird durch die hier vorliegende Ana lyse nicht bestätigt (Bild 5. 18 -rechts).
Aus der Blindnahtstudie mi t aufgebrachten Zusatzwerk stoff aus [ 122 ] (Bild 2. 15 ) geht he r-
vor, dass sich die relative Änderung des W inkelverzugs bei 𝑀 s -Kon stanz d es Schweißguts
mit zune hmender Blechstärke vergröße rt. Die ebenso an einer Bl indnaht ausgeführte U n-
tersuchung ohne oberflächlich aufg ebrachten Zusatzw erk stoff in [ 126] (Bild 2. 20 ) zeigt
einen großen 𝑀 s -Ein fluss auf den W in kelverzug. Hier kam e s mit einer Blechstärke von 9
mm zu einer Einschweißtiefe v on nur 3 mm, was für e inen gegenüber der Blechdicke geri n-
gen W ärmeeintrag spricht. Im Gegensatz dazu kam es in der hier vorli egenden Arbeit zu r
vollständigen Durc hschweißung un d somit z u ein em gegenüb er der Ble chstärke relativ
größeren W ä rmeeintrag, wobei nach Bild 5. 18 -rechts nahezu kein 𝑀 s -Einfluss erkennbar
ist. Dies zeigt, dass der W inkelverzug beim einlagigen Schw eiße n nic ht nur von der 𝑀 s -
Temperatur und der Schmelzbadgeometrie ab hängt, sondern auch s ignifikant von der
Blechstärke und dem W ärmeeintrag b eeinflu s st wird. Somit liegt der Schluss nahe, dass es
eine ähnliche qualitative Ko rrelation der eben e rw ä hnten Einflussgrößen auf den W inke l-
verzug geben muss, wie er in Bild 2. 18 [ 124 ] für eine T -Stoßverbindung identifiziert wurde.
Als weitere Einflussgrößen sind die d urch Reaktions- und Zwängung sspannungen veru r-
sacht en (globalen) Schrumpfungsbehinderungen in Be tracht zu ziehen . Als Beispiel hierfür
kann die tra nsiente Ausbildung des W inke l verzugs aus [ 126] (Bild 2. 20 -links) m it dem in
dieser Arbeit e rmittelten transienten Verlauf aus Bil d 5. 17 vergliche n werden. In beid en
Untersuchungsfällen wird de utlich, dass de r sich einstellende W i nkelverz ug a uch von dem
erreichten Maximalwert abh ängt, welcher umso größer ist, je später die ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwand-
lung des Zusatzwerkstoffs einsetzt. Auch wenn d ie transienten Verläufe qualitativ sehr gut
übereinstimmen, so bildet sich in di eser Arbeit im Gegensatz zur Unte rsuchung in [126 ]
eine qualitat i v völli g andere b eziehungsweise gar keine Ab hängigkeit des verbleibende n
W ink e lverzugs von d e r 𝑀 s -Tempe ratur aus. Hier zeigt sich, dass tro tz ähnlicher Schwei ß-
konfigurationen bereits k leine Abweichun gen in der Nahtsteifigkeit und in der Bauteilge o-
metrie einen signifikanten Einfluss auf die globale Verzugsgr ö ße W in kelverzug n ehmen.
Transiente Ausbildung der Durchbiegung und des Wink elverzugs

Bild 5. 17 Tr ansien t e Durchbiegun g und Winkelver z ug unter
M
s -Var iat ion des Zu satzwerksto f fs

122
Verbleibende Durchbiegung und Winkelverzug

Bild 5. 18 Dur chbiegung und W ink elv erz ug unter
M
s -Variation des Z usatzwerkstoff s von R3

Es folgt , das s durch den alleinige n LTT-Eins atz e ine globale SV -M i nimierung nicht a priori
angenommen werden kann, auch wenn di e Vielzahl an den ei gentlich nur akademisch
verw ertbaren Blindnahtuntersuchungen eine andere Erwartung aufkommen lassen. Der im
Zuge de r Literaturschau stets positiv he rau s gestellte Effekt von LTT -Zusatzwerkstoff en zur
Reduzierung des globalen SV kann nicht bestätigt werden. Zudem kann g eschlussfolgert
werden, dass der LTT-Einsatz weder zur Minimie rung der Durchbiegung noch zur ang e-
nom men M inimierung des W inkelverzugs a pri ori von Nutzen ist, da es ei ne Vi elzahl von
weiteren Einflussgrößen gibt, w elc he einen starken Einfluss auf den SV nehmen.
5.4 A u fmischungseffek t
Die Analysen zu m Aufmischu ng seffekt basieren auf den in Abs chnitt 3.2.2.4 e rläuterten
M e thodike n und beruhen auf den an R3 durchgeführten Variationsrechnungen . Be vor auf
die Ergebnisse der Variationsrechnungen eingegangen wird, ers cheint es i m Vorab sinnvoll
eine Erläuterung zum Entstehungsmechanismus des Aufmis c hungseffektes vorzunehmen.
5.4.1 T ransiente Ausbildung der Volum eneigen spannungen
An den in Bild 3 . 17 e ingezeic hn eten Po sitionen wurden die transienten SE-Komponenten
und martensitischen α -Festphasenanteile auf Höhe von 𝑧 = {4,25; 4,75} extrahier t. Die ent -
sprechenden transienten Verl äu fe sind für die Fälle der homogenen un d inhomogenen
Aufmischung in B i ld 5. 19 /5. 20 präsentiert.
Bei h omogener Aufmischung (Bild 5. 19 ) setzt die ma rten s itische ( γ → α )-Umwandlung des
gesamten LTT-Schweißguts bei 𝑡 ≈ 70 s ( 𝑀 s
,
Ø = 295 °C) ein, wodurch der schrumpfung s-
bedingte SE -Aufbau mit fo rts c hreitendem Anwachsen des martensitischen Pha senanteil s
durch d ie Umwandlungsspannungen bis in den Druckspan nu ng sbereich hinein ko mpensiert
wird. Für beide Ex tra ktionspositionen ist mit fo rtschreitender Zeit die W irkung de r Umwan d-
lungsspannungen gleichermaßen zu beobachten.
Für den Fall der inhomogenen Aufm ischung (Bild 5. 20 ) entw i ckeln sich die SE -Komponen-
ten durch die differe nten 𝑀 s -Tem peraturen der Bereiche A und B mit 𝑀 s
,
A = 330 °C u nd
𝑀 s
,
B = 260 °C unterschiedlich. Auf Höhe von 𝑧 = 4,75 verursacht das Einsetzen der ( 𝛾 → 𝛼 )-
Umwandlung de s Bereichs A i m Zeitb erei c h von 60 s ≤ 𝑡 ≤ 82 s eine SE-Reduktion, wä h-
rend sich die a uf Höhe von 𝑧 = 4 ,25 ausbildenden SE davon na hezu unbeeinflusst zeigen .
Bei Einsetzen der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandl ung des Bereichs B bei 𝑡 > 82 s wirken die Umwan d-

123
lungsei genspannungen a uf Höhe v on 𝑧 = 4,25 stark SE -reduzierend, während zeitgleich au f
Höhe von 𝑧 = 4,75 für 𝜎 XX und 𝜎 YY die SE-Redu ktion unterbrochen w ird und si ch zune h-
mend Zugspannungen aufbauen. Die SE -Differenzen zw is chen 𝑧 = 4,75 und 𝑧 = 4,2 5 sind
dadurch zu erkl ären, dass die Volu menex pa nsion de s knapp un terhalb der Grenzschicht
zwischen den Berei c hen A und B liegenden W er k stoffs den direkt oberhalb der Gren z-
schicht liegenden W erkstoff streckt. Die s o entstehenden S E -Diffe renzen b eziehungsw ei se
steilen SE-Gradienten s tell en den du rch die inhomogene Au fmischung bedingten A ufm i-
schungseffekt dar.
Die soeben durchgeführte Betrachtung de r transienten Ausbildung der SE lässt schließen,
dass der durch die inhomoge ne Aufmischung verursachte Au fmischungseffekt maßg eblic h
vom Unterschied d es Fortschritts der martensitischen Festphasenbildung zw i schen den
direkt an der Grenzschicht anliegenden oberen und unteren Werkstoffbereichen abhängt.
homogene Auf mischung

Bild 5. 19 Tr ansien t e SE -Kom ponenten in Grenz schichtnähe - homog ene Aufmischung

inhomogene Aufmischung

Bild 5. 20 Tr ansien t e SE- Kom ponenten in Grenz schichtnähe - inho mogene Aufmischung

5.4.2 Vergleich zu den expe rimentellen M essergebniss en
Die experimentell er m ittelten und u n ter A nnahme homoge ne r/inhomogener Au fm ischung
numerisch berechneten SE un d SV sind in Bild 5 . 21 -5. 24 und Bild 5. 25 /5. 26 gegeben.
 Schweißeigenspannungen
Bezüglich der SE auf d en Oberflächen b e w i rkt die Ber ü cksichtigung der inhomogenen
Aufmischung generell eine Verbesserung der Berechnungsergebnisse.
Die im Volumen berechneten SE zeigen keinen eindeut i gen Trend a uf. Hier werden die im
Schmelzbadbereich berechneten SE durch d ie Einbin dung der inhomogenen Aufmischung
sogar t ei lweise vers chlechtert. Bemerkenswert ist, dass d ie durch d i e inhomogene Aufm i-
schung berechneten steilen SE -Gradienten im Bereich der Grenzschicht der Bereiche A

124
und B (Bild 5. 20 ) durch die N e utronenbeugung nicht nachgew i esen werden. Das liegt zum
einen daran, dass die Messpositionen der Neutronenbeugung für den messtechnischen
Nachweis des Aufmischungseffektes in 𝑧 -Richtung zu weit auseinander l iegen und das die
etwaigen lokal stark konzentrierten SE -Gradienten durch das integrale Messverfahre n der
Neutronenbeugung nicht a ufg el öst werden können. Hier zeigt sich deutlich der Vorteil der
numerischen Schweißstruktursimulation, mit deren Hilfe es mö glich ist, solch steile und
örtlich hoch konzentrierte SE -G rad ienten ausreichend ortsaufgelöst darzus tellen.
SE auf den Oberflächen bei homogener und inhomogener Aufmischung

Bild 5. 21 Ob erflächeneigen spannung en bei homogen er und inho mogener Aufmischun g

SE im Volumen bei homogener und inhomogener Aufmi s chung

Bild 5. 22 Volum eneigenspann ungen bei hom ogener und inho moge n er Aufmischun g (Oben)

125

Bild 5. 23 Volum eneigenspann ungen bei hom ogener und inho moge n er Aufmischun g (Mitte)

Bild 5. 24 Volum eneigenspann ungen bei hom ogener und inho moge n er Aufmischun g (Unten)

 Schweißverzug
Der Vergleich der transienten SV -Entwicklu ng zw i schen den Berech nungen mit homogene r
und inhomogener Au fmi schung liefert im Ze itbereich de r ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung des Zusat z-
werkstoffs starke Unterschiede (Bi ld 5. 25 ). Dies ist vor allem im Hinblick a uf die numerische
Berechnung des SV von Mehrlagenschweißungen beachtenswert. W erden nämlich Zw i-
schenlagentemperaturen gewählt, w elc he sich im Temperaturbereich beziehungsweise im
Zeitfenster der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung der vorherigen Sc hweißraupe befinden, so können s ich
die Unterschiede zw is chen den Berechnungen m it homog ener und inhomogener Au fm i-
schung aufsummieren, womit s ich le tztendl i ch signifikant differente SV z wisch en d en be i-
den Berechnungsansätzen einstellen können.

126
Transiente Ausbildung der Durchbiegung und des Winkelv e rzugs

Bild 5. 25 Tr ansien t e Durchbieg ung und W inkelverz ug durch Aufm ischungseffekt

Bezüglich des verbleibenden SV liefert die Berech nung der homogenen Aufmischungen
eine +9 %ige größere Durchbiegung und einen -4 %igen niedrigeren W in k elverz ug ( Bild
5. 26 ). Im Hinblick au f die Ver zugsvalidierung (Bild 4 . 61 ) fo lgt aus dem ho mogenen Berec h-
nungsansatz für di e Durchbiegung e ine Verbesserung, während de r W inkelverzug durch
den inhomogenen Berechnungsansatz verbessert wird.
Verbleibende Durchbiegung und Winkelverzug

Bild 5. 26 Dur chbiegung und W ink elv erz ug bei homogen er und inhomogener Aufmischung

5.4.3 Variable Einsp annbeding ungen
In Bild 5. 27 /5. 28 sind d ie SE i m Volumen für die Fälle der latenten Schrumpfung und der
äußeren Schrumpfbehinderung präsentiert, wobei jeweils die SE -Komponenten für eine
inhomogene und homogene Aufmischung gegenüber gestellt sind.
 Latente Schrumpfung
Für die Fälle d e r inhomogenen Au fmischung tre ten zwischen den direkt übereinander li e-
genden Schmelzbadbereichen auf Höhe von 𝑧 = 4,75 und 𝑧 = 4,25 große SE -Differenzen in
der Schweißnahtmitte auf (Tabelle 5.1), w e lche bei Annahme einer homogenen Aufm i-
schung in diesem Ausmaß nicht zu be obachten sind.
Die durch die inhomogene Aufmischung verursachten großen SE -Differenzen beziehung s-
weise di e h i eraus resultierenden steilen SE-Gradienten führen zu einer extremen Bea n-
spruchung der betroffenen W erks toffberei che und k önnen di e überkr itische W asserstof f-
konzentration fördern [128 , 130 , 13 1]. Liegt also e i ne i nhomogene Aufmi schung im
Schweißgut vor, so kann der da mit einhergehende Aufmischungseffekt di e Kaltrissanfälli g-
keit von LTT-Schweißverbindungen erhöhen. Diese W irkung der i nhomogen en Aufm i-

127
schung könnte für die in der Literatur gemachten Beobachtungen eine Begründung liefern,
warum einlagige Schweißverbindungen unter Einsatz von LTT -Zusatzwerkstoffen mit
𝑀 s > 210 °C eine erhöhte Kaltrissanfälligkeit aufweisen [117 , 132 , 133] (Bild 2. 21 - links),
obwohl durch die b ereits relativ niedrigen 𝑀 s -Temperatur en ein im Schweißgut global he r-
abgesetzter (Druck-)Spannungszus tand vorherr s chen sollte. Somit k ann d ie in [117 , 13 3]
getroffene Aussage, dass die erhö hte Kaltrissanfälligkeit auf die Abwesenheit von signif i-
kanten Restaustenitanteilen z u rückzufüh ren ist, durch d a s mögliche Auftreten eines Aufm i-
schungseffektes e r gänzt werden.
SE im Volumen bei latente r Schrumpfung

Bild 5. 27 Aufm ischungseffek t - laten t e Schrum pfung

 Ä uß ere Schrumpfbehinderung
Unter der Annahme, dass bei m Einsatz von L TT-Zusa tzw er kstoffen stets eine makroskop i-
sche i nhomogene Aufmischung vorli egt, könnte auch die in [ 134 ] gemachte Be o bachtung
(Bild 2. 21 -rechts) durch den Aufmischungseffekt begründet werden. Hier wurde festgestellt,
dass eine m it einem LTT-Zusatzwerkstoff mit 𝑀 s = 210 °C hergestellte einlagige Schweiß-
probe unter a nwachsendem Einspanngrad eine zune hmend e Verbesserung gegenüber der
Kaltrissanfälligkeit aufweist ( Bild 2. 21 - rechts), während e i ne m it einem LTT-Zusatzw erksto ff
mit 𝑀 s = 400 °C h ergestellte einlagige Schweißprobe ein völlig gegensätzliches Ver ha lte n
aufweist. Die Autore n liefern h ierfür das alleinige Argument, dass durch de n zunehmende n
Einspanngrad die freie Schrumpflänge reduziert wird und sic h dadurch letztendlich höhere
Druckspannungen aufbauen können. W i e die vorliegende Arbeit jedoch belegt, w e rden die
durch den Aufmischungseffekt verursachten max im alen SE -Differenzen durc h die äußere

128
Schrumpfbehinderung, also durch einen g egenüber der latenten Schr umpfung e rhöhten
Einspanngrad, um bis zu ~50 % verringert (Tabelle 5.1). Die hie rdurch reduzierten SE-
Gradienten wirken somit weniger s chädigend auf die betroffenen W erkstoffbereiche un d
auc h die Gefahr einer etwaigen überkritischen W asserstoffübersättigung würde vermindert.
SE im Volumen bei äußerer Schrumpfbehinderung

Bild 5. 28 Aufm ischungsef fekt - äußere S chrump f behind erung

Tabelle 5.1 SE -Differenz e n unter variablen Einspannbeding ungen – (Bild 5. 27 /5 . 28 -links)

maxi male SE-Differenz en in der Schweißna htm itte in MPa

|∆𝜎 XX , max |

|∆𝜎 YY , max |

|∆𝜎 ZZ , max |

latent schru m pfend

679

907

äußere Schru m pfbe hinderu ng

373

484

Betrachtet man die s oeben aufgeführten Untersuchungsbeispiele, so wird der in Bild 2.2
[ 54 ] s chematisch a ufgezeigte Zusammenhang zw is chen einem zun ehmenden Einspan n-
grad und dem d amit einhergehenden Anw a chsen der SE bestätigt. W ie jedoch aus Bild
5. 27 /5. 28 (Tabelle 5.1 ) für d ie Fälle d er i nhomogenen Aufmischung d eutlich hervorgeht,
werden die in Tiefenrichtung der Schweißverbindung auftretenden SE -Gradienten bezü g-
lich jeder einzelnen SE-Komponente durch den erhöhten Einspanngrad verringert. W e rd en
also LTT-Schweißverbindungen hinsichtlich ihrer Ka ltrissneigung bewertet, so ist neben
dem Einspanngrad auch e in durch inhomogene Aufmischung verursachter Aufmischung s-
effekt ein wichtiges Kriterium.

129
Bei dem i n [ 13 5] eingesetzten MVT-Test waren nur d ie Schw eißp roben vollkommen He i ß-
rissfrei, welche unter Anwendung von reinen Sc hweißgütern mit 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summ en von
𝐶𝑟 + 𝑁𝑖 ≤ 17 wt % hergestellt wurden. Auf Grund der Heißrissanfälligkeit s ind a lso LTT -
Zusatzwerkstoffe, welche m it Hil fe von 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summen 𝐶𝑟 + 𝑁𝑖 > 17 wt % ein en si gnifika n-
ten Re staus tenitgehalt aufweisen, bezüglich ih rer Schweißeignung ungenügend. W ie in
[ 117 , 132 , 1 33] (Bil d 2. 21 -li n ks) gezeigt wurde, unterliegen jedoch gerade die LTT -
Schweißverbindungen ei ner h ohen Kaltrissgefa hr, w el che im Schweißgut kein Restaustenit
beinhalten beziehungsweise welche 𝐶𝑟 - 𝑁𝑖 -Summen mit 𝐶𝑟 + 𝑁𝑖 ≤ 17 wt % aufweisen, was
wiederum die Schw e ißeignung dieser LTT -Schweißgüter gefährdet. W ie be reits im Vorab
argumentiert, könnte hi erfür ein ausschlaggebender Grund in dem durch inhomogene Au f-
mischung verursachten Au fmischungseffekt liegen. Zusa mme nfassend lässt sich s agen,
dass d urch die Heißrissneigung einerseits u nd durch den Aufmischungseffekt andererseits
der praktische Einsatz von LTT-Schweißgüte rn zum indest für die He rstellung einlagiger
MAG-Schweißverbindungen in Frage zu s tellen i s t. Hierdurch werden die im Fol gende n
weiterführenden Variat i onsrechnungen beziehungsweise die ergänzenden Einflussanal y-
sen zum Phänomen des Aufmi sc hungseffektes motiviert.
5.4.4 Einsatz höher legierter Zu satzw erkstoffe
Zur besse ren Darstellung des Einflusses verschiedener 𝑀 s -Temperatu ren des LTT-
Schweißguts auf den Aufmischungseffekt wurde auf die dire k te Darstellung der SE -Verl äuf e
verzichtet. Stattdessen w e rden in Bild 5. 29 di e SE-Differenzen zwischen den jew e iligen
Berechnungen mit inhomogener und homogener Au fmi schung dargestellt. Die Ergebniss e
zum SV sind in Bild 5. 30 zu finden.
 Schweißeigenspannungen
Die Änderung der 𝑀 s , Ø -Tempe ratu r b eziehungsw e ise der 𝑀 s , A - und 𝑀 s , B -Temperaturen um
- 100 K gegenüber dem Refere nzfall R3 (Tabelle 3. 23 ) fü hrt im Nahtbereich zu ei ner m erkl i-
chen Redu ktion der SE -Differenzen Δ𝜎 XX (Bild 5. 29 -re chts), während die Differenzen Δ 𝜎 YY
und Δ𝜎 ZZ nahezu unverändert b lei ben . Das Au s maß des dreidimensio nalen Aufmischung s-
effektes wird somit durch den Ein satz ei nes höherlegierte n LTT -Zusatzwerkstoffs bezi e-
hungsweise durch das Herabsetzen der 𝑀 s , Ø -Temperaturen leicht verrin gert, wobei d ie
durch die inhomogene Au fmisch ung verursachten SE -Differenzen d er jew eil igen SE-
Komponenten weiterhin in ein er beträchtlichen Größenordnu ng vorli egen.
Die Unt ersuchungen zu de n variablen Einspannbedingungen (Abs chnitt 5.4.3 ) zeigten auf ,
das s der Aufmischungseffekt durch da s Vorhandensein einer zusätzlichen äußeren (Qu er -)
Schrumpfbehinderung, also durch eine n erhöhten Eigenbeanspruchung s zustand (Bild 2.3) ,
in seinem Ausmaß verr ing ert wird. Im nun vorliegenden Unters uchung s beispiel wird d er
Eigenbeanspruchungszustand jedoch nicht d urch eine äußere Schr um pfbehinderung b e-
ei nflusst. Vielmehr m üssen hier rich tung s bezogene Zwängungsspannun gen w irk en, welche
mit der bei - 100 K später einsetzenden ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung des L TT-Schw eißguts in Z u-
sammenhang stehen. Eine Begründung zur Reduktion der Differenzen Δ𝜎 XX w ird im folge n-
den Erklärungsansatz versucht.
Generell gilt, dass im Laufe der Abkühlung einer Schweißverbindung ums o größere
Schrumpfkräfte wirken, desto niedriger die vorliegende Tempe ratur ist. Se tzt also die
( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlung des LTT-Schweißgutes mit Δ𝑇 = - 100 K verz ög ert ein, so wirken die

130
erhöhten Schrumpfkräfte der ( 𝛾 → 𝛼 )-Vo lumendehnung des Schweißguts verstärkt entg e-
gen. W ie im Zuge der SE -Validierung ge zeigt werden konnte (Ab s chnitt 4.6.4), liegen di e
M a ximalbeträg e der Lä ngseig enspannungen weit über d enen der Quer - und Normaleige n-
spannungen. Somit sollten also auch die in Lä ngsrichtung wirksamen Schrumpfkrä fte d e-
nen in Quer- und Normalricht un g auftretenden Schrumpfkräften überwiegen. Die s omit in
Längsrichtung d ominierende Zwängungsspannung wirkt d er ( 𝛾 → 𝛼 )-Volu mendehnung des
Schweißguts entscheidend entgegen, was letztendlich die Dif fe renz Δ𝜎 XX verringert.

Bild 5. 29 Ver schiebung der Aufm ischung z u tieferen Temper aturen

 Schweißverzug
Aus der Verringerung der 𝑀 s -Temperaturen des LTT-Schweiß guts um Δ𝑇 = - 100 K resu l-
tiert eine Durchbiegungserhöhung v o n 40 % (Bild 5. 30 ), was im kla ren Kontrast zu d en
Resultaten der V a riation d er durchsc hnittlichen 𝑀 s , Ø -Temperatu r (homogene Aufmischung )
aus Abschnitt 5.3 steht. Nach Bild 5. 18 -links würde eine Verringerung der 𝑀 s -Temperatur
von 𝑀 s , Ø = 295 °C auf 𝑀 s , Ø = 195 °C nur zu einer Erhöhung de r Durchbiegung von ~12 %
führen. Somit folgt, dass die Durc hbiegung wesentlich s tärker vom Aufmischungseffekt
abhängt, als von der durchschnittlichen 𝑀 s -Temperatu r des im Schweißnahtbereich hom o-
gen um wandelnden Zusatzwerks toffs. Die ~7 %ige W in k elverz ugszunahme zeigt im Ve r-
gleich zu den V a riationsrechnungen der durchschnittlichen 𝑀 s , Ø -Temperatur (homogene
Aufmischung) aus Abschnitt 5.3. nahezu das gl eiche Ausmaß auf. Nach Bild 5. 18 -rechts
würde ein e Verringerung d er 𝑀 s -Temperatu r von 𝑀 s , Ø = 295 °C a u f 𝑀 s , Ø = 195 °C auf eine
Zunahme des W inkelverzugs von ~8 % führen. Somit ist der Ein fluss der durchschnittlichen
𝑀 s , Ø -Temp eratur auf den W i n kelverzug g egenüber dem Aufmis c hungseffekt a l s dominant
zu bewerten.

131

Bild 5. 30 Dur chbiegung und Win kelverzug - Aufmischung seffekt bei t ieferen Tem peraturen

Der du rch das Herabsetz e n d er 𝑀 s -Temperaturen simulierte Einsatz höherlegierter LTT -
Zusatzwerkstoffe füh rte gegenüber dem Referenzfall R3 zu ei ner leichten Re duzierung d es
dreidimensionalen Aufmischungs effektes. Auch in diesem Untersuchungsfall treten die
durch den Au fmischung s effekt verursachten und mit den SE -Differenzen in direkter Ko rrel a-
tion stehenden SE-Gradienten in ein em werkstoff schädigenden Aus m aß auf. W eiterhi n
folgt, dass sich d er Au fmischu n gseffekt bezüglich der analysierten SV -Komponenten dom i-
nierend auf die Durchbiegung auswirkt, während sich de r W in k elverzug vom Aufm i-
schungseffekt nahezu unbeeinflusst zeigt.
5.4.5 Inhomogener Aufmischu ngsgrad
Die aus d er W i rkung unterschiedlich inh omogener Aufmischungsgrade folgenden SE -
Differenzen der an die Grenzs chicht direkt a nliegen den W erkstoffbereiche b ei 𝑧 = 4,75 un d
𝑧 = 4,25 sind in Bi ld 5. 31 zu fi nden. Hierbei kam es zur Va riat i on der Temperaturdifferenz en
Δ𝑀 s , A - B der in Abschnitt 5.4.4 untersuchten Fallbeispiele ( Tabelle 3. 24 ). Die zugehörigen
Durchbiegungen und W inke l verzüge sind in Bi ld 5. 33 d arg estellt.
 Schweißeigenspannung en
M i t Verri ngerung der Temperaturdifferenz Δ𝑀 s , A - B zeigt sich eine deutliche Abnahme der
SE -Differenzen Δ𝜎 XX und Δ𝜎 YY , w ährend die SE -Diffe renz Δ𝜎 ZZ davon kaum beeinflusst ist.
Die Variation der T e mperaturdifferenz Δ𝑀 s , A - B ü bt b ei Herab setzung der durchschnittliche n
𝑀 s -Tempe ratur auf 𝑀 s , Ø = 1 95 °C (Bild 5. 31 -rechts) einen geringeren Ei nflu ss auf die SE -
Differenz Δ 𝜎 XX aus, als es be i der durchschnittlichen 𝑀 s -Temperatur von 𝑀 s , Ø = 295 °C d er
Fall ist (Bild 5. 31 -links). W ie bereits zum Einfluss des Aufmischungseffektes beim Einsatz
höherlegierter Zusatzwerkstoffe argume ntiert, ist dies dur c h d ie i n L ängsrichtung domini e-
rende Zw ängungsspann ung während der ( 𝛾 → 𝛼 )-Volumendehnung des Schweißguts b e-
gründbar. Für beide Untersuc hu ngsbeispiele ( 𝑀 s , Ø = 295 °C, 𝑀 s , Ø = 19 5 °C) beeinflusst d ie
Δ𝑀 s , A - B -Varia tion die SE-Diffe renz Δ𝜎 YY nahezu g leichermaßen. Diese Erge bnisse u nte r-
mauern die bereits in Abschnitt 5.4.4 getroffene Aussage , dass der Aufmischungseffekt von
der v e rringerten 𝑀 s , Ø -Temperatu r größtenteils unabhängig ist und im W es entlichen vom
Grad der inhomogenen Aufmischung beeinflu s st wird.
Beachtlich ist, dass sich durch die mit Δ𝑀 s , A - B = -17,5 K relativ kleine Temperaturdi fferenz
beachtliche SE -Differenzen ausbilden. Die s zei gt, dass ber eits kleine Aufmischungsgrade
einen erheblichen Aufmischungseffekt verursachen.

132

Bild 5. 31 Var iation de s A u f mis chun gsgrades durch differen t e Δ M s ,A -B - Temperaturd ifferenzen

Die große Auswirkung der mit Δ𝑀 s , A - B = -17,5 K r e lativ kleinen T e mperaturdifferen z auf die
lokalen SE i st auf die zeit- / tempe raturverzögerte Ausbildun g der M arte nsitanteile zw i schen
den direkt oberhalb und un terhalb der Grenzsch icht angrenzenden W erk stoffbereichen
zurückzuführen. Hierzu ist i n Bild 5. 32 di e Entwicklung d es Martensitanteils und die en t-
sprechenden ( 𝛾 → 𝛼 )-Querdehnungen der Schmelzbadbereiche A un d B i n Abhängigkeit
von der Temperaturänderung Δ𝑇 da rgestellt. Die bereits bei Δ𝑇 = - 17,5 K aus einem
~40 %igen Martensitanteil resulti erende absolute Querdehnung beträgt ~0,275 %. Deshalb
werden im Zuge der ( 𝛾 → 𝛼 )-Umw and lung des gegenüber Bereich A s päter umw andelnden
Bereichs B große plastische Dehn ungen in dem in der Nähe der Grenzschich t befindlichen
W er kstoffbereich A induziert, wodurch sich zw ischen den direkt aneinander angrenzenden
Zonen der Schmelzbadbereiche A und B erhebliche SE -Differenzen aufbauen müssen.
Somit wird kl ar, dass die durch d ie i nho mogene Aufmischun g verursa chten SE -Differenzen
maßgeblich vom Unterschied der bereits gebildeten Martensitanteile zwischen den direkt an
der Grenzschicht befindlichen oberen und unteren W erksto ffbereichen abhängen.

Bild 5. 32 Mar t en s itan t eil und Que rdehnung in Abhängigkei t der Tem peraturän derun g

133
 Schweißverzug
Für 𝑀 s , Ø = 295 °C nimmt die D urchbiegung mit k leiner werdender Tem peraturdifferenz
Δ𝑀 s , A - B monoton zu ( Bi ld 5. 33 -links). Im Gegensatz dazu tritt b ei 𝑀 s , Ø = 195 °C für
Δ𝑀 s , A - B = 70 K e in Durchbiegungsmaximum auf. Für beide Untersuchungsfälle zeigt sich ein
signifikanter Einfluss d es inhomogenen Aufmischungsgrades auf die Durchbiegung. Für
𝑀 s , Ø = 295 °C und 𝑀 s , Ø = 195 °C treten bei der Va riation von Δ𝑀 s , A - B die gleichen qualitat i-
ven und annähernd ähnliche quantitative W in k elverzugsänd erungen auf. Zu dem zeigt sich,
dass der W inkelverzug nur wenig von den Temperaturdifferenzen Δ 𝑀 s , A - B und somit kaum
vom inhomogenen Aufmischungsgrad beeinflusst w ird.

Bi ld 5 . 33 Durchb iegung un d Win kelverz ug unter Variation des Aufm ischungsgrad es

Die Simulation verschiede ner inhomogener Aufmischungsgrade w u rde d urch die Variation
der Temperaturdifferenz Δ𝑀 s , A - B d urchgeführt. Es zeigte sich ei ne Abhängigkeit der SE -
Differenzen be ziehungsw ei se des Aufmischungseffektes vom inhomogen en Aufm i-
schungsgrad, welche maßgeblich durch die Unterschiede der in den Bereichen A und B
des Schmelzbadbereichs gebildeten Martensita nteile verursacht wird. W eiterh i n wurde klar,
dass selbst geringfügige inhomogene Aufmischungsgrade zu einem ausgeprägten Au fm i-
schungseffekt führen . Zudem w ar a uf die Durchbiegung ein si gnifikanter Ein fluss des inh o-
mogenen Aufmischungsgrade s zu beoba c hten, während der hierdurch geänderte W inke l-
verzug bezüglich seiner relativen Änderung nur einen untergeordneten Einflus s zeigt.
5.4.6 Restaustenitgeh alt
Die aus der Variation des Restaustenitgehalts (T ab elle 3. 25 ) des Schmelzbadbereichs B
hervorgehenden SE-Differenzen der a n d ie Grenz schicht d i rekt anliegenden W e rksto ffb e-
reiche bei 𝑧 = 4,75 und 𝑧 = 4,25 s ind in Bild 5 . 34 da r gestellt. Di e zugehörigen Durchbiegu n-
gen und Winkelverzüge sind in Bil d 5. 35 zu finden.
 Schweißeigenspannungen
Für die SE-Komponenten 𝜎 XX und 𝜎 YY ist ein monotoner Rückgang der SE-Diffe renzen mit
zunehmendem Restaustenitgehalt zu beobachten. Dies trifft für 𝜎 ZZ nur für den mittleren
Schmelzbadbereich zu, da s ic h im Übergangsbereich zur W EZ die Spannungsdifferenz en
leicht erhöhen. Diese mit zunehmendem Restaustenitgehalt zu beobachtende Absc hw ä-
chung des Aufmischungseffektes s teht in Ei nklang mit der im Analysefal l zur Variation der
Temperaturdifferenz Δ 𝑀 s , A - B ge troffenen Schlussfolgerung, dass der Aufmischungseffekt
im W esentlichen vom Unte rschied der jew eiligen M artensi tanteile der in Grenzschichtnähe
befindlichen oberen und unteren W er k stoffbereiche abhängt.

134

Bild 5. 34 Re s tau s tenit S96 0QL – CN 13/4- IG ®

 Schweißverzug
M i t a nwachsen dem Restaustenitgehalt fä llt die Volumenex pan sion d es Schmelzbadb e-
reichs B gegenüber dem Bere i ch A entsprechend geringer a us. Die dadurch in L äng s ric h-
tung der Schweißnaht reduzierte Schubwirkung des Schmelz b adbereichs B v e rmag s omit
weniger den (Längs-)Schrumpfkräften entgegenzuwirken, wodurch sich die Durchbiegung
mit zunehmenden Restaustenitgehalt verstärkt (Bild 5 . 35 -links).
Die Ände rung des W inkelver zugs verhält sich zur Durchbiegungsänderung e ntgegeng e-
setzt ( Bild 5. 35 -recht s ). Hier führt d ie mit anwachsendem Restaustenitgehalt ge ringer we r-
dende Vol umenexpansion de s Schmelzbadberei c hs B d az u , dass im unteren Be rei c h der
Schweißnaht verstärkt Querschrumpfung auftritt, wodurch sich de r W inkelverz ug verringert.

Bild 5. 35 Dur chbiegung und W ink elv erz ug unter Restausten itvariat ion

Zur Reduzierung der Kaltrissanfälligkeit von LTT -Schweißverbin dungen sollen LTT-Zusatz-
werkstoffe e i ngesetzt werden, mit d e ren Hil fe auf Grun d der stark herabgesetzten 𝑀 s -
Temperaturen u nvollständige ( 𝛾 → 𝛼 )-Umwandlungen und dadurch s ignifikante Restaust e-
nitgehalte erzw unge n werden [ 117 , 133]. W ie eben gezeigt wurde , kön nte hiermit ein mö g-
liche Aufmischungseffekt und s omit d ie im Schmelzbadbereich auft retenden SE -Gradienten
reduziert werden. Den noch w ürd e durch den Ei nsatz dieser LTT -Zusatzwerkstoff e eine
erhöhte Hei ßrissanfälligkeit in Kauf g enommen werden [ 135 ] und di e hochfesten Sch w e i ß-
verbindungen würden wegen des Restaustenitgehalts an G es amtfestigkeit einbüßen.

135
6 Zusammenfassung
Diese Arbeit beschäftigte sich mi t dem Aufbau und dem Einsatz ex perimentell abgesiche r-
ter thermomechanischer FEM-Modelle zur Schweißstruktursimulation von hoc hfesten, ei n-
lagigen Schweißverbindungen, zu deren Fertigung artgleiche u nd nichtartgleiche Zusat z-
werkstoffe zum Ei n satz k amen. Um die Nachvollziehbarkeit de r Berechnungsergebnisse zu
ermöglichen, wurden die Modellierungsschritte umfangreich o ffengelegt. Der Fokus dieser
Arbeit richtete sich dabei auf die realitätsnahe Re produktion der Schweißeigenspannungen
(SE) und des Schweißverzugs (SV) um anschließend werkstoffbezogene Einflussanalysen
auf die SE - und SV -Ausbildung durc hzuführen. Sowohl im Zuge der experim entellen Val i-
dierung, a ls auch in den darauf au fbau e nden Einflussanal ysen werden alle dre i Haupt -
spannungskomponenten und die Schweißverzugsgrundtypen Durchbiegung und W in k e l-
verzug gleichermaßen betrachtet.
Im ersten Schritt dieser Arb eit kam es unter An w e ndung des MAG-Verfahrens zur Anfe rt i-
gung von Referenzschweißungen , w o bei hochfeste Grundwerkstoffe mit Hilfe von artgle i-
chen und nichtartgleichen Zusatzw erk stoffen einlagig verbunden wurden. An den Schwei ß-
verbindungen wurden die Validierungsmerkmale wie das transiente Temperaturfeld, die
Schmelzbadgeometrie, d ie Festphasenverteilung, der transiente SV und d ie SE erfasst. Die
experimentellen Eigenspannu ngsanalysen basier ten hi erbei auf Röntgen - u n d Neutronbe u-
gungsmessverfahren. Zudem wurde an einem Nahtquerschliff einer nichtartgleichen
Schweißverbindung die chemische Elementverteilung m it Hilfe der wellendispersiven R ö n t-
genspektroskopie untersucht, w odurch im Schmelzbadbereich erstmalig eine mak rosk o-
pisch in h omogene Auf mischung de r chemischen Ele m ent e Chrom und Ni c kel mit dem
Grundwerkstoff nachgewiesen werden konnte.
In einem zw eiten Schritt wurde aus d em eingesetzten Grundwerkstoff S960QL und dem
nichtartgleichen LTT -Zu satzwerkstoff CN 13/4- IG ® c hargengleiches Probenmaterial ge w o n-
nen und die thermometallurgischen und thermomechanischen W er ks toff k ennwerte nahez u
vollständig mit Hilfe eines Gl e eble ® -Systems erfasst. Die E x peri mente zur Cha rakt erisi e-
rung der Umw a ndlungsplastizität und des dehnratena b hängigen W ar m zugverhaltens b e-
dingten die Entwicklung speziell angepasster Ver s uchs - und Auswertemethodiken. Da es
ein Hauptanliegen war, eine M ateri aldatenbank für die Sch weißstruk tursimulation z u gen e-
rieren, basierten alle notwendigen Au steniti sierungsvorgänge auf M A G-typis chen Schw ei ß-
zeittemperaturzyklen. Die so gewonnen W erkstoffkennw e rte wurden in der Daten bank
hinterlegt und dienten als Berechnungsgrundlage der Sc hwei ßs truktursimulation en .
Anschließend wurde d ie Geometrie d er S c hweißreferenz fälle durch dre idimen sional ve r-
netzte FE-Gitte rstrukturen na chgebildet. Die freien Modellparameter w urde n ins oweit ang e-
passt, als d ass die Validierungsmerkmale reproduziert werden konnten. Insbesondere
wurde die im Schmelzbadbereich de r nichtartgleichen LTT-Schweißverbindung beobacht e-
te inhomogene Aufmischung bei der Modellierung des m artensitischen Umw andlungsve r-
haltens b erücksichtigt. Obwohl sich di e Schweißreferenzfälle jeweils in ihren Fe stigkeit s-
klassen und Umwandlungsverhalten unterscheiden, konnte n in alle n Fällen die ex p erime n-
tell erfassten SE und die SV er fol greich nachgebildet werden.
Die ex p erimentell abgesicherten M odell e der artg leichen un d nicht a rtgleichen S9 60QL -
Schweißverbindungen wurden fü r n umerische Einflussanalysen genutzt. Neben den Ei n-

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Why organizations use Identific for document trust, entry 28

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