Effect of variousFactors on Toughness

in P92 SAW Weld Metal

Welding ConsumablesDevelopment for High

Strength Steel Joints forOil & Gas Applications

Laser and HybridWelding of Ultra High

Strength Steels

www.oerlikon-welding.com

N°4M

ay 2

009

- M

ai 2

009

The technical journal of Oerlikon welding and cutting expertise.

Das technische Magazin von Oerlikon.Kompetenz für Schweißen und Schneiden.

5

26

13

Einflussfaktoren auf dieZähigkeitseigenschaften

des UP-Schweißguts beiP92-Werkstoffen

Schweißzusätzezum Schweißen

hochfester Stähle in derÖl- und Gasindustrie

Laser- undHybridschweißen

ultrahochfester stähle

5

26

13

3

In den Mittelpunkt der vierten Ausgabe des OERLIKONCompetence Journals haben wir die neusten Entwicklungen vonSchweißzusatzwerkstoffen für den Energiesektor gestellt. Wirberichten über Schweißzusätze für P 92 Werkstoffe dieinsbesondere bei den mit fossilen Brennstoffen betriebenenWärmekraftwerken verarbeitet werden und dem Anwender eineReihe von Vorteilen bieten. Auch an hochfesten X100 und X120Stählen, die in der Öl- und Gasindustrie verstärkt zum Einsatzkommen, hat Air Liquide Welding Untersuchungen durchgeführtund Produkte auf den Markt gebracht, die sich speziell für dieseStähle eignen.

Das Laser-Hybridschweißen gilt in vielen Teilen dermetallverarbeitenden Industrie als zukunftsweisenderSchweißprozess. Unser dritter Beitrag beschäftigt sich daher mitdem Laser- und Laser-Hybridschweißen (Laser-MIG-Verfahren)ultrahochfester Stähle (UHSS) in der Automobilindustrie.

Sehr viele der neu entwickelten Produkte entstehen oft in sehrenger Kooperation mit den Kunden unserer Zusatzwerkstoffe.Aber auch durch die Zusammenarbeit mit den weltweitwichtigsten Stahlherstellen gelingt es uns, zeitnah für dieneusten Trends aus der Stahlindustrie den geeignetenZusatzwerkstoff zu präsentieren. Darüber hinaus arbeitet unserEntwicklungszentrum CTAS in Paris eng mit institutionellenPartnern wie renommierte Universitäten für Materialforschungoder anwendungsbezogenen Akademien zusammen. Damitmöchten wir sicher stellen, schnell und kreativ auf dieBedürfnisse unserer Kunden zu reagieren.

Im September 2009 findet in Essen die 17. internationalenFachmesse „Schweißen und Schneiden“ statt. Schon heutemöchten wir Sie auf diese für die Schweißtechnik bedeutendeMesse hinweisen. Auf unserem Stand der Air Liquide WeldingNr. 204 in Halle 3 freuen wir uns, Ihnen unsere neustenEntwicklungen hautnah präsentieren zu können.

Wir würden uns freuen, wenn auch Sie in dem viertenOERLIKON “Competence” interessante Impulse für Ihreschweißtechnischen Aufgaben finden und begrüßen Sie schonjetzt herzlichst auf unserem Messestand in Essen.

In CTAS, the AIR LIQUIDE Technical Centre for welding & cuttingapplications, our main objective is to provide the OERLIKON brand withinnovative solutions, giving a significant competitive edge to ourcustomers through a comprehensive range of welding consumables andwelding and cutting equipment for manual and automated installations.

Driven by the industrial fabrication markets, the R&D teams regularlyintroduce new products using a short product-development cycleensuring both increased performance and product quality. To meetthis need, these well motivated teams are developing new applicationsand new technologies in order to be at the forefront of innovation.CTAS is well equipped with the most advanced analytical equipment,so that complete product characterisations are performed in house.

Increasingly, the industrial success of an innovative product is theresult of a series of coordinated actions between AL and the final user.This is the reason that ALW develops solutions in direct cooperationwith our industrial and academic partners.

This close relationship with steel makers for example, allows ALW tomonitor materials trends very closely. As steels are developed withincreased strength, corrosion resistance, creep resistance and otherperformance enhancements, welding these new steels often becomesmore challenging. The ALW response is to provide industrial solutions.

Collaborations with end-users creates the opportunity of meaningfultechnological developments, through a better understanding ofindustrial needs, by preparing for the future together.

We also investigate the most fundamental topics for futureapplications in collaboration with academic partners such as collegesand some of the most prestigious universities.

Our final objective is to ensure that these ingredients are combined togenerate creativity and reactivity in our customer service.

This fourth issue of OERLIKON Competence highlights our latestdevelopments with a special focus on the energy industry with thedevelopment of welding consumables for steel grade 92, dedicated tofabrication applications in fossil fuelled thermal power plants. Potentialsavings are anticipated by utilising these new materials.

High strength X100 and X120 steel grades for oil & gas applicationsare an area of increased industrial activity and various aspects of thedevelopment of a new range of welding consumables are described.OERLIKON products have been well recognised for a long time inthese energy related applications.

The third article investigates laser and laser hybrid welding of UltraHigh Strength Steels (UHSS) in automotive fabrication. The laser-MIGhybrid gave the best compromise. This research-oriented processdevelopment of this new welding technology for full scale productionhas been identified as important for the near future.

During the “Schweissen and Schneiden” international welding andcutting exhibition in September 2009, we will be pleased to welcomeyou at the ALW booth to discuss the relevance of these developments,how they may be applied to your activities and to discuss our latestinnovations with you.

We hope you will enjoy reading these technical papers in this newedition of OERLIKON “Competence”.

B. Leduey

Director of R&D - WeldingConsumables Programme

COMPETENCEForeword

KOMPETENZVorwort

These technical papers were selected for inclusion in OERLIKONCompetence by the Editorial Panel, comprising:

- N. Monier, CTAS- C. de Giorgi, ALW- Expert- B. Schlatter, ALW - Expert- D.S. Taylor, ALW

The editor is G. Roure, ALW

May 2009 - Mai 2009

Competence - Issue 4IntroductionWelcome to the fourth edition of OERLIKON “Competence”, the journalof OERLIKON welding technology. In this edition, there are three papers,the first article is the second in a trilogy of papers from AL CTAS whichdescribes the development of welding consumables for 9%Cr, 92 gradecreep resistant steel. The second paper concerns welding consumabledevelopments for high yield strength steels, mainly for applications in theoil and gas industry. The final paper in this issue describes leading edgeprocess development for increasing welding productivity in theautomotive industry when welding higher strength steels.

“Effect of Various Factors on Toughness in P92 SAW Weld Metal”by C. Chovet, E. Galand, B. Leduey, AL CTAS. This is the secondin a trilogy of papers presented in this OERLIKON journal,"Competence", dedicated to the development history of weldingconsumables for steel grade 92. The development of OERLIKONOE CROMO SF 92/OP F500 submerged arc wire/flux combinationis described, part of the complete range of welding consumablesfor the material P/T 92, OERLIKON OE CARBOROD 92 TIG rodand OE CROMOCORD 92 MMA electrode. It is the continuation ofchemistry optimisation and homogenisation of the range, based onthe previous work published in the OERLIKON journal“Competence” issue 3. This paper was first presented at the IIWAnnual assembly in July 2007.

“Welding Consumables Development for High Strength SteelJoints for Oil and Gas Applications” by A-E.Traizet, E.Galand, C.Chovet, B.Leduey. AL CTAS. Higher strength steels are increasinglybeing used in the oil and gas industry for a wider range ofapplications. High strength line pipe grade X100, and potentiallyX120, are currently being evaluated for high volume, high pressuregas line applications, where the thinner pipe wall sections also bringweight reduction advantages during pipe lay. 690MPa and 830MPaminimum yield steels are also being increasingly specified foroffshore structures, especially jack-up rigs. Complete weldingconsumable packages have been developed for 690MPa &830MPa yield steels and the following products are specificallydescribed: for 690MPa steels - OERLIKON FLUXOCORD 42/OP121TTW SAW wire/flux combination and TENACITO 80CL MMAand for 830MPa yield steels - OERLIKON FLUXOCORD 83/OP121TTW SAW wire/flux combination and TENACITO 83 MMA.

“Laser and Hybrid Welding of Ultra High Strength Steels” byF. Briand, O. Dubet, P. Lefebvre, G. Ballerini. AL CTAS. Automotivemanufacturers are rapidly increasing their use of Ultra High StrengthSteels (UHSS), yield strength >550MPa, sometimes known as veryhigh strength steels (VHSS) in order to achieve weight savings andimprove crash resistance. This paper investigates laser and laserhybrid welding of these steels and the control of weld hardness. Theuse of laser-TIG is considered, but the laser-MIG hybrid gave thebest hardness/productivity balance when compared with laserwelding, based on the ability to modify the chemical analysis of theweld deposit through tailored welding wires.

Those readers of OERLIKON COMPETENCE who have previouslyregistered will continue to receive future editions by postautomatically. Otherwise, please complete the enclosed reply card toregister for future editions, or visit www.oerlikon-welding.com andregister on line.

Thank you,David Taylor - Industrial Brands Manager - Air Liquide Welding

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Competence - Heft 4 Einleitung"Herzlich willkommen zur vierten Ausgabe von “Competence”, demOERLIKON Fachmagazin für Schweißtechnik. Diese Ausgabe umfasst dreiBeiträge. Der erste Beitrag ist der zweite einer 3-teiligen Reihe aus dem ALForschungszentrum CTAS zur Entwicklung von Zusätzen für warmfeste9% Cr Stähle des Typs T/P 92 . Der zweite Beitrag stellt die Entwicklungvon Schweißzusätzen für hochfeste Stähle vor, die hauptsächlich in der Öl-und Gasindustrie Anwendung finden. Der dritte beschreibt dieEntwicklung von Verfahren zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit beimSchweißen von höherfesten Stählen in der Automobilindustrie."

“Einflussfaktoren auf die Zähigkeitseigenschaften des UP-Schweißguts bei P92-Werkstoffen” von C. Chovet, E. Galand, B.Leduey, AL CTAS. Dies ist der zweite Beitrag unserer “Competence”Reihe zur Entwicklung der Schweißzusätze für P92 Werkstoffe. DieserArtikel geht auf die Drahtpulverkombination OERLIKON OE CROMOSF 92/OP F500 ein, die Teil einer kompletten Reihe von Zusätzen fürden Werkstoff P92 ist, zu der auch der WIG-Stab OERLIKON OECARBOROD 92 und die Stabelektrode OE CROMOCORD 92gehören. Aufbauend auf dem Artikel in der 3. Ausgabe werden dieweitere chemische Optimierung und Vereinheitlichung derProduktreihe beschrieben. Dieser Beitrag wurde zum ersten Mal beidie IIW Annual Assembly im Juli 2007 vorgestellt.

“Schweißzusätze zum Schweißen hochfester Stähle in der Öl- undGasindustrie ” von A-E.Traizet, E.Galand, C. Chovet, B.Leduey. ALCTAS. Höherfeste Stähle werden in der Öl- und Gasindustrieverstärkt für ein breites Anwendungsspektrum eingesetzt. Zurzeitwird der Einsatz hochfester Rohre aus X100, und eventuell X120Werkstoffen für große Hochdruckgasleitungen geprüft, wo diegeringere Rohrwandstärke auch beim Verlegen Gewichtsvorteilebringt. Stahltypen mit 690MPa und 830MPa Streckgrenze werdenvermehrt für Offshore-Konstruktionen, besonders für Hubbohrinselneingesetzt. Für die Stahltypen mit 690MPa & 830MPa Streckgrenzewurden für alle Prozesse Schweißzusätze entwickelt. Hier werdenfolgende Produkte beschrieben: für 690MPa Stahl -Draht/Pulverkombination OERLIKON FLUXOCORD 42/OP 121TTWund die Stabelektrode TENACITO 80CL, für 830MPa Streckgrenze -Draht/Pulverkombination OERLIKON FLUXOCORD 83/OP 121TTWund die Stabelektrode TENACITO 83.

“Laser- und Hybridschweißen ultrahochfester Stähle ” vonF. Briand, O. Dubet, P. Lefebvre, G. Ballerini. AL CTAS. In derAutomobilindustrie werden vermehrt ultrahochfeste Stähle (UltraHigh Strength Steels = UHSS) eingesetzt, um Gewicht zu sparenund das Crash-Verhalten zu verbessern. In dieser Arbeit wird dasSchweißen dieser Stähle mit Laser- und Laserhybridverfahren undder Einfluss auf die Härte der Schweißverbindung untersucht.Gegenüber dem Laser-WIG-Schweißen konnte mit dem Laser-MIG-Hybridverfahren der beste Kompromiss zwischen Härte undProduktivität im Vergleich zum reinen Laserschweißen erzielt werden.Dies ist auf die Möglichkeit zurückzuführen, die Zusammensetzungdes Schweißgutes durch maßgeschneiderte Drähte zu beeinflussen.

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Vielen Dank,David Taylor - Industrial Brands Manager - Air Liquide Welding

May 2009 - Mai 2009

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Einflussfaktoren auf dieZähigkeitseigenschaftendes UP-Schweißguts beiP92-Werkstoffen.

Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit von Wärmekraftwerkenwurden neue Stahltypen mit 9%Cr entwickelt, die jetzt verstärkteingesetzt werden. Obwohl diese Stahltypen bei hohenTemperaturen Anwendung finden, wo die Zähigkeit keinProblem darstellt, ist es wichtig, dass die Schweißverbindungengute Zähigkeitswerte bei Raumtemperatur aufweisen und zwarvor allem während der Fertigung sowie beim An- und Abfahrendes Apparates. Es muss also ein Kompromiss zwischenoptimalen Zähigkeits- und Zeitstandswerten erzielt werden, umallen Anforderungen gerecht zu werden.

Der folgende Artikel beschäftigt sich mit dem Einflussverschiedener chemischer Elemente auf die Zähigkeit desSchweißguts von P92 Stahl. Alle Versuche wurden im UP-Verfahren durchgeführt. Zu den chemischen Elementen, dieverändert wurden, gehörten Kohlenstoff, Chrom, Stickstoff undWolfram. Veränderungen bei W, C und Cr innerhalb derGrundwerkstoffgrenzwerte hatten keinen wesentlichen Einflussauf die Zähigkeit des Schweißgutes. Stickstoff hingegenbeeinflusst die Zähigkeit signifikant, wobei ein niedrigerStickstoffgehalt die Zähigkeitswerte verbessert. Die negativenAuswirkungen von B und Ti auf die Zähigkeit von P92-Schweißgut haben sich ebenfalls bestätigt. Auf der Grundlagedieser Arbeit konnte eine optimierte chemischeZusammensetzung definiert werden. Die Lösung bietet einenviel vielversprechenden Kompromiss zwischen Zähigkeits- undZeitstandeigenschaften, da bei Raumtemperaturausgezeichnete Zähigkeitswerte und zufrieden stellendeZeitstandeigenschaften erzielt wurden.

Dieser Artikel ist der zweite einer dreiteiligen Reihe inOERLIKON-Competence, der die Entwicklungsgeschichte derP92 Zusatzwerkstoffe bei ALW beschreibt. Er wurde erstmalsbei der IIW Annual Assembly imJuli 2007 veröffentlicht und zeigtweitere Optimierungsmaßnahmenund die Vereinheitlichung derProduktreihe in Fortsetzung desArtikels aus der vorhergehendenAusgabe von OERLIKONCompetence (Nummer 3).

Effect of variousFactors on Toughnessin P92 SAW Weld Metal.

In order to increase efficiency in thermal powerplants, new grades of 9%Cr steels have beendeveloped and are now being used. Even thoughthese steels are used at high temperature, wheretoughness is not a matter of concern, it isimportant that the welded joints show a goodtoughness at room temperature, for fabricationand construction steps and for start up / shutdown considerations. As a consequence the besttoughness / creep compromise has to be obtainedto guarantee all the requirements.

The present work aims at evaluating the effect ofvarious chemical elements on weld metaltoughness in P92 steels. All weld metalcharacterizations using the submerged arc processwere done. Chemical elements which were varied

are Carbon, Chromium,Nitrogen and Tungsten.Variations of W, C and Crwithin the base materialrange did not significantlyaffect toughness of theweld metal. HoweverNitrogen content has a

great influence on toughness level, decreasing Ncontent resulting in a toughness improvement. Thedetrimental effect of B and Ti on toughness of weldmetal for P92 steels has also been confirmed. Anoptimised chemical composition has been definedon the basis of this work. This solution features apromising toughness / creep compromise, as verygood toughness at room temperature andsatisfactory creep behaviour have been obtained.

This paper is the second of a trilogy in theOERLIKON journal "Competence" dedicated to thedevelopment history of the 92 steel grade weldingconsumables. It was first presented in the IIWAnnual assembly in July 2007. It is the continuationof chemistry optimisation and homogenisation ofthe range, based on the previous work publishedin the OERLIKON journal “Competence” 3.

Key words• Filler Materials• High Alloy Cr Mo Steels• Creep Strength• Impact Toughness• SA Welding• Power Stations

Schlüsselwörter• Zusatzwerkstoffe• hochlegierte Cr Mo

Stähle• Zeitstandfestigkeit• Kerbschlagzähigkeit• UP Schweißen• Kraftwerke

May 2009 - Mai 2009

INTRODUCTION

To increase thermal efficiency and decrease emissions ofcarbon dioxide, thermal power plant designers wish to raisethe operating temperature and pressure of boilers. This drivesthe development of new creep resisting steels. Table 1 showsthe various grades that are now being used in thermal powerplant. 9% Cr martensitic creep resisting steels are of particularinterest because they show a better oxidation resistancethan 21/4 Cr steels and a superior creep resistance. For thesetwo main reasons, 9% Cr steels allow increased steamparameters up to supercritical values (300 bar, 600 °C), thusleading to increased efficiency and equivalent reduction of CO2

emissions of 30% [1]. Theuse of P92 steels ratherthan P91 allows increasingadmissible stress by 30%.The further benefit is asignificant weight reductionand therefore reducedfabrication costs.

In order to take fulladvantage of the propertiesof these steels, it isnecessary to have welding consumables leading to similarcreep resistance in the weld metal than in the base metal.Even though these steels are used at high temperatures,where toughness is not a matter of concern, it is importantthat the welded joints show a good toughness at roomtemperature, for fabrication and construction steps and forstart up / shut down considerations. The present work aimsat evaluating the effect of various chemical elements onweld metal toughness in P92 steels.

In 9%Cr steels, the creep resistance is due to Cr, Mo, V andNb which act as precipitation strengtheners. Fine carbidesand nitrides precipitates form during tempering and give tothe material its creep resistance [1]. In T/P 92, the additionof W further improves creep resistance by strengthening thematerial, mainly through Laves phase precipitation duringcreep. Addition of a small amount of B also improves creepresistance [2]. These elements which increase creepresistance are known to be detrimental for toughness inweld metal. The challenge is then to achieve the besttoughness / creep compromise.

The effect of Ti and Al which can be considered asimpurities coming from raw material of flux cored wire hasbeen studied [3]. The authors showed that Ti and Al have adetrimental effect on toughness, whereas Ti canintentionally be added to slightly improve creep resistance.

PREVIOUS WORKDuring a previous work [4], presented in “Competence”number 3, which dealt with the development of weldingconsumables for P92 steels, we already investigated theeffect of some chemical elements in the weld metal.

• As can be seen in Table 1, P92 steel is alloyed with a smallamount of Ni. In our first trials, the welding consumableswere designed to give 0.5% Ni in the weld metal. Isostress(85 MPa) creep rupture tests on various chemicalcompositions showed that replacing 0.5% Ni by 1% Cowas beneficial for creep resistance. A positive effect of Coalloying on toughness has also been reported [5].

6

EINLEITUNG

Zur Verbesserung des Wirkungsgrades und zur Verringerung desKohlendioxidausstoßes sucht man bei der Konstruktion von Kraftwerkennach Möglichkeiten, die Betriebstemperatur und den Druck der Kessel zuerhöhen. Das führt zur Entwicklung von neuen kriechfesten Stählen.Tabelle 1 zeigt die verschiedenen Typen, die zurzeit in Wärmekraftwerkeneingesetzt werden. Martensitische, warmfeste Stähle mit 9%Cr sind dabei von besonderem Interesse, da sie gegenüber Oxidationwiderstandsfähiger sind als 2¼Cr-Stähle und bessereZeitstandeigenschaften erreichen. Dies sind die beiden Hauptgründedafür, dass 9%Cr Stähle es ermöglichen, die Dampfparameter bis auf äußerst kritische Werte zu erhöhen (300 bar, 600 °C), womit eine

höhere Leistung und eineentsprechende Verringerung desCO2 Ausstoßes von 30% erreichtwird [1]. Durch die Verwendungvon P92- anstelle von P91-Stahlkann eine 30%ige Erhöhung derzulässigen Spannung erzieltwerden. Weitere Vorteile sindeine wesentliche Reduzierungdes Gewichts und damit eineSenkung der Herstellungskosten.

Um die Vorteile dieser Stahltypen richtig nutzen können, ist es notwendig,Schweißzusätze einzusetzen, deren Schweißgut ähnliche warmfesteEigenschaften aufweist wie der Grundwerkstoff. Auch wenn diese Stählebei hohen Temperaturen eingesetzt werden, wo die Zähigkeit keinProblem darstellt, ist es doch wichtig, dass die Schweißnähte guteZähigkeitswerte bei Raumtemperatur aufweisen, weil diese während derHerstellung und beim An- und Abfahren herrscht. Die vorliegende Arbeitbeschäftigt sich mit der Wirkungsweise verschiedener chemischerElemente auf die Schweißgutzähigkeit von P92-Stahl.

Die Zeitstandsfestigkeit der Stahltypen mit 9%Cr ist auf dieLegierungselemente Cr, Mo, V und Nb, die als Ausscheidungshärterwirken, zurückzuführen. Während des Anlassens bilden sich feine Karbid-und Nitridausscheidungen und verleihen dem Material seineKriechfestigkeit [1]. Beim T/P 92 wird die Kriechfestigkeit durch die Zugabevon W weiter verbessert, und zwar im Wesentlichen durch die Bildung vonLaves-Phasen während des Kriechens. Der Zusatz einer kleinen Menge Bverbessert die Kriechfestigkeit ebenfalls [2]. Es ist bekannt, dass dieseElemente, die zur Verbesserung der Kriechfestigkeit beitragen, sichgleichzeitig negativ auf die Zähigkeit des Schweißgutes auswirken. DieHerausforderung besteht also darin, den bestmöglichen Kompromisszwischen Zähigkeit und Kriechfestigkeit zu erreichen.

Die Wirkung von Ti und Al, die als Verunreinigungen aus demGrundwerkstoff betrachtet werden können, wurde ebenfalls untersucht[3]. Die Autoren haben gezeigt, dass Ti und Al sich negativ auf dieZähigkeit auswirken, wobei Ti zugegeben werden kann, um dieZeitstandsfestigkeit zu verbessern.

VORAUSGEHENDE UNTERSUCHUNGENBei den vorausgehenden Untersuchungen [4] zur Entwicklung vonZusätzen für P92-Stähle, vorgestellt in der 3. Ausgabe von “Competence”,wurden bereits die Auswirkungen bestimmter chemischer Elemente imSchweißgut betrachtet.

• Wie aus Tabelle 1 ersichtlich, ist P92 Stahl leicht Ni-legiert. In den erstenVersuchen wurden die Zusatzwerkstoffe so ausgelegt, dass imSchweißgut 0,5% Ni enthalten waren. Zeitstandversuche mitverschiedenen chemischen Zusammensetzungen bei identischerSpannung (85MPa) zeigten, dass sich der Zusatz von 1%Co anstellevon 0,5%Ni günstig auf die Zeitstandfestigkeit auswirkte. Außerdem

Table 1: Chemical composition of creep resisting grades, as per ASTM A335

Tabelle 1: Chemische Analyse warmfester Stähle nach ASTM A335

GradesTyp

C%

Mn%

P%

S%

Si%

Cr%

Mo%

V%

Nb%

W%

Ni%

Bppm

Nppm

P220.05 0.3 - - - 1.9 0.87 - - - - - -0.15 0.6 0.025 0.025 0.5 2.6 1.13 - - - - - -

P230.04 0.1 - - - 1.9 0.05 0.20 0.02 1.45 - 5 -0.10 0.6 0.030 0.010 0.5 2.6 0.30 0.30 0.08 1.75 - 60 300

P910.08 0.3 - - 0.2 8.0 0.85 0.18 0.06 - - - 3000.12 0.6 0.020 0.010 0.5 9.5 1.05 0.25 0.10 - 0.4 - 700

P920.07 0.3 - - - 8.5 0.30 0.15 0.04 1.50 - 0.4 3000.13 0.6 0.020 0.010 0.5 9.5 0.60 0.25 0.09 2.00 0.4 60 700

May 2009 - Mai 2009

ergab sich ein positiver Effekt der Co-Zulegierung auf die Zähigkeit [5].Hinzu kommt, dass Co im Gegensatz zu Ni die AC1 Temperatur nichtwesentlich beeinflusst. Daraus ergibt sich eine höhere Sicherheit bei derWärmebehandlung (PWHT), da eine Teil-Austenitisierung vermieden wird,die bei zu hoher Temperatur bei der Wärmebehandlung entsteht. DieseEigenschaft kann für eine Erhöhung der Wärmebehandlungstemperaturgenutzt werden, um die Zähigkeit zu verbessern, allerdings unter derVoraussetzung, dass der Temperaturbereich eng genug ist, damit die AC1

Temperatur nicht überschritten wird. Die AirLiquide Welding UP-Kombination enthält 1%Coals Legierungselement.

• Die erste Untersuchung behandelte auch dieAuswirkung des Sauerstoffgehalts (O) auf dieZähigkeit des Schweißgutes. Bild 1-a)bestätigt, dass die Schweißgutzähigkeit mitsteigendem O-Gehalt abnimmt. Es ist daherwichtig, den O-Gehalt im Schweißgut durchdie Auswahl von Pulver und Draht sowie dieKontrolle des Schweißstroms so gering wiemöglich zu halten.

• Schließlich wurde der Bor-Gehalt im UP-Drahtverändert, um seine Wirkung zu untersuchen.Bild 1-b) zeigt die negativen Auswirkungen vonBor auf die Zähigkeit. Andererseits ist Bor fürdie Zeitstandeigenschaften von großerBedeutung und ein Verzicht auf Bor führt zueiner deutlichen Verschlechterung derZeitstandeigenschaften (Bild 1-c).

Diese Untersuchung führte zur Entwicklung eines vollständigen Zusatzwerkstoffprogramms für P92-Stahl. Die Kriechfestigkeit derZusatzwerkstoffe wurde durch Zeitstandversucheunter konstanter Spannung (85MPa) getestet.Eingesetzt wurden diese Zusatzwerkstoffe beimBau der Hauptdampfleitung des Kraftwerks inAvedore in Dänemark. Versuche zur Ermittlungvon Langzeitwerten (bis zu 35000 h) bei 550, 600und 650°C wurden begonnen und dauern nochan. Die vorliegenden Ergebnisse sind in Bild 2zusammengefasst. Die Zeitstandeigenschaftender Zusatzwerkstoffe sind zufriedenstellend, dadie Schweißgutproben auf demselben Niveauwie die des Grundwerkstoffes liegen. DieGrundwerkstoffkurve wurde aus dem neuenZeitstanddatenblatt ECCC P92 übernommen [6].

Obwohl die Schweißgutzähigkeit dieMindestanforderungen der Bauvorschriftenerfüllte, wurden die Entwicklungsarbeiten mitdem Ziel die Zähigkeit zu verbessern fortgesetzt.

VERSUCHSAUFBAUAlle Schweißgutuntersuchungen wurden anProben aus UP-Schweißungen vorgenommen.Ein basisches Pulver wurde mit Fülldrähten inden Durchmessern 2,4 oder 3,2 verschweißt,um Schweißgut mit unterschiedlicherchemischer Analyse herzustellen. Folgendechemische Elemente wurden untersucht:Kohlenstoff, Chrom, Stickstoff und Wolfram. Die Veränderung der Elemente erfolgte in enger Anlehnung an den Grundwerkstoff

Moreover Co does not significantly affect the AC1temperature, unlike Ni. Consequently it gives greater safetyfor PWHT, avoiding partial re-austenitisation if PWHT isperformed at too high a temperature. This property can alsobe used to raise PWHT temperature to improve toughness,providing that the temperature range is narrow enough notto exceed the AC1 temperature. The Air Liquide WeldingSAW combination is then alloyed with 1%Co.

• This first study also highlighted theeffect of O content on toughness inweld metal. Figure 1-a) confirms thatweld metal toughness decreases asO content increases. It is thenimportant to minimize the oxygencontent in weld metal through thechoice of flux and wire and also acontrol of welding current.

• The influence of Boron content wasalso studied, by varying the B contentin SAW wire. Figure 1-b) illustratesthe detrimental effect of Boron ontoughness. However, Boron isessential for creep properties, itsremoval leading to a sharp decreaseof creep properties (Figure 1-c).

This study led to the development of acomplete range of welding consumablesfor P92 steels. The creep properties ofthese consumables have beenassessed by isostress (85 MPa) creeprupture tests. These consumables havethen been used for assembling themain steam piping of the supercriticalpower plant in Avedore (Denmark).Long term creep rupture tests (up to35000 hrs) at 550, 600 and 650°Chave been performed and are stillon-going. The results are presented inFigure 2. The creep behaviour of theseconsumables is satisfactory, since theweld metal creep rupture points are atthe same level than the base material.The base metal curve is taken from thenew ECCC P92 creep data sheet [6].

Although the weld metal toughnessconformed to minimum requirements ofconstruction codes, we continued thedevelopment to further increase thetoughness values.

EXPERIMENTAL PROCEDUREAll weld metal characterizations usingthe submerged arc process were done.A basic flux combined with a flux coredwire diameter 2.4 or 3.2 mm werewelded to generate weld metalfeaturing different chemical analyses.Chemical elements which were variedare Carbon, Chromium, Nitrogen and Tungsten. Elements were varied ina range close to the base material

7

Oxygen (ppm)

Toug

hnes

s at

room

tem

pera

ture

(J/c

m2 )

0350350 400 450 500 550 600 650

20

40

60

80

100

120

140

160

300 A380 A460 A

Mn: 1.19-1.47 / Si: 0.21-0.35 / Co: 0.95-1.18Cr: 8-9.8 / Mo: 0.48-0.71 / Nb: 0.039-0.083V: 0.18-0.23 / W: 1.35-1.98 / N: 0.043-0.055B < 15 ppm

Fig.1a: Influence of Oxygen content

Bild 1a: Einfluss des Sauerstoffgehalts

5 10 15 20 25 30

20

40

60

80

100

120

140

160

Boron (ppm)

Toug

hnes

s at

room

te

mpe

ratu

re (J

/cm

2 )

00

Mn: 0.8-1.4 / Si: 0.2-0.35 / Cr: 8-9.8 / Mo: 0.45-0.68 Nb: 0.04-0.08 / V: 0.18-0.26 / W: 1.35-2 / N: 0.043-0.054

Flux cored wire: 2.4 mmflux OP F 500 - I = 460 AU = 30 V - Ws = 56 cm/minInterpass T°: 250 °CPWHT: 760 °C/4h

Fig.1b: Influence of Boron content on weld metaltoughness

Bild 1b: Einfluss des Bor-Gehalts auf dieSchweißgutzähigkeit

100

1000

10 000

1/T (K-1)

Tim

e to

rupt

ure

(hrs

)

100.00102 0.00104 0.00106 0.00108

100 000

0.00111

1% Co 25 ppm B1% Co 0 ppm BNippon steel data package

Fig.1c: Influence of Boron content on isostress(85 MPa) creep resistance in SAW P92

Bild 1c: Einfluss des Bor-Gehalts auf dieZeitstandfestigkeit bei konstanter

Spannung (85MPa) bei P92-UP-Schweißgut

100

Larson-Miller Parameter. LMP = (T+273) x [36 + log(t)]

Str

ess

- (M

Pa)

1032 33 34 35

1000

37 38 3936

Creep rupture tests ALW P92 weld metal status Feb. 2008

Means that test symbolized by symbol below is in progress

SAW - pure weld SAW - cross weld SMAW - pure weld 2005 ECCC Grade 92 2005 ECCC Grade 92 - 20%

Fig.2: Creep rupture characterisation of P92consumables used in Avedore power plant

Bild 2: Zeitstandeigenschaften der im Kraftwerk inAvedore eingesetzten P92 Zusatzwerkstoffe

May 2009 - Mai 2009

range (Table 2). Indeed,development of the fillermetal has been targetedwithin the chemicalanalysis of the basematerial, expected toresult in the sameproperties of creep and oxidation resistance.

Two wire diameters were welded with such parameters toprovide a similar heat input. 2.4 mm diameter wires werewelded with 460 Amps, 30 V and 56 cm/min welding speed.3.2 mm wire, where welded with 530 Amps, 29 V and 60 cm/minwelding speed. These two parameter sets result in a heat inputof 14.8 kJ/cm and 15.4 kJ/cm respectively. The toughnessnotch is positioned in a reheated zone of the all weld metal,that is to say a zone which is re-austenitized by the followingruns. In that case, difference in run shape or size due to thewire diameter is not expected to have a noticeable influence.Interpass temperature was set to the range 230-250 °C. Alower interpass temperature is beneficial for toughness but notrealistic from an industrial point of view [4]. A preheattemperature of 150 °C was used. The all weld metal was notallowed to cool to room temperature, but kept at 250 °C during3 hours to allow potential hydrogen to escape from the joint.

All samples were post weld heat treated at 760 °C during4 hours, to improve the toughness level and decreasehardness of the all weld metal.

EFFECT OF CREEP ENHANCERSInfluence of BoronAlthough the effect of B has already been proved [4], we triedto precise its influence. A baseline wire containing13 ppm Boron was compared to a modified wire in which Bhas been removed from the formula.Figure 3 shows the two transition curves.The 50 J transition temperature isdecreased by about 25 °C for the weldmetal without Boron. 50 J level waschosen to have a safety margin versususual requirements (27 J at roomtemperature).

As B is added in the parent material forcreep purposes, we considered that itcannot be removed from the formula,despite its detrimental influence ontoughness. The B range of the weldmetal has been chosen in the lowerrange of the base metal.

Influence of Nitrogen Due to its strong austenite former effectand its ability to form precipitates,Nitrogen is highly susceptible to play arole on toughness. Effect of Nitrogenamount in weld metal has thus beeninvestigated as a potential way toimprove toughness values at roomtemperature. Nitrogen has beenkept comfortably over the minimumlevel of the base material to safelyguarantee creep resistance. As can beseen in Figure 4, in a narrow range

8

(Tabelle 2), denn zunächst war die Entwicklung derZusatzwerkstoffe daraufausgerichtet, die chemischeAnalyse des Grundwerkstoffesabzubilden, um so dieselbenZeitstandeigenschaften und

dieselbe Widerstandsfähigkeit gegen Oxidation zu erreichen.

Die zwei Drahtdurchmesser wurden mit Parametern verschweißt, dieeinen ähnlichen Wärmeeintrag gewährleisten. Draht mit 2,4 mmDurchmesser wurde bei 460 A, 30 V und einer Schweißgeschwindigkeitvon 56 cm/min verarbeitet. Schweißdraht mit 3,2 mm Durchmeser bei530 A, 29 V und einer Schweißgeschwindigkeit von 60 cm/min. DieseParameterkombinationen führen zu einem Wärmeintrag von 14,8 kJ/cmbzw. 15,4 kJ/cm. Die Kerbe der ISO-V-Probe befindet sich in der wiedererwärmten Zone des Schweißguts, d.h. in der Zone, die durch diefolgenden Lagen angelassen wird. In diesem Fall ist nicht zu erwarten,dass unterschiedliche Nahtformen oder –größen aufgrund derverschiedenen Drahtdurchmesser einen erkennbaren Einfluss haben.Die Zwischenlagentemperatur lag bei 230-250 °C. Eine niedrigeZwischenlagentemperatur wirkt sich günstig auf die Zähigkeit aus, istaber aus praktischer Sicht unrealistisch [4]. Die Vorwärmtemperaturbetrug 150 °C. Das reine Schweißgut kühlte nicht bis aufRaumtemperatur ab, sondern wurde 3 Stunden auf 250 °C gehalten, umeventuell in der Naht vorhandenen Wasserstoff ausgasen zu lassen.

Alle Proben wurden bei 760 °C für 4 Stunden nachbehandelt, um dasZähigkeitsniveau zu verbessern und die Härte des Schweißguts zu verringern.

WIRKUNG DER LEGIERUNGSELEMENTE ZURVERBESSERUNG DER ZEITSTANDEIGENSCHAFTENBorObwohl der Einfluss von B bereits nachgewiesen wurde [4], sollte seineWirkung genauer beschrieben werden. Ein Basisdraht mit 13 ppm

Bor wurde mit einem modifizierten Draht ohneB verglichen. Bild 3 zeigt die beidenÜbergangskurven. Beim Schweißgut ohne Borsank die 50J Übergangstemperatur um ca.25 °C. Das 50J Niveau wurde ausgewählt, umeine entsprechend große Reserve gegenüberden üblichen Anforderungen zu haben (27J beiRaumtemperatur).Da B dem Grundwerkstoff wegen derZeitstandfestigkeit zugesetzt wird, wurde davonausgegangen, dass es trotz seines negativenEinflusses auf die Zähigkeit in der Formel nichtentfallen kann. Die B-Gehalte des Schweißgutswurde deshalb im unteren Bereich desGrundwerkstoff-Streubandes gewählt.

StickstoffDa Stickstoff ein starker Austenitbildner istund die Eigenschaft hat, Ausscheidungenauszubilden, ist davon auszugehen, dass erauch die Zähigkeit beeinflusst. Daher wurdedie Wirkung des Stickstoffanteils imSchweißgut untersucht und als potentielleMöglichkeit gesehen, die Zähigkeitswerte beiRaumtemperatur zu verbessern. DerStickstoffgehalt wurde sicher über demMindestniveau des Grundwerkstoffs gehalten,um die Zeitstandeigenschaften einhalten zukönnen. Wie in Bild 4 erkennbar, verschlechtert

Temperature (°C)

Toug

hnes

s (J

)

13 ppm B4 ppm B

-60 -20

60

80

100

120

140

160

180

0 20 60 100 140 180

Transition curve: effect of B

40

20

Fig.3: Effect of B on Charpy transition curve

Bild 3: Wirkung von B auf die Charpy Übergangskurve

Kv

+20

°C

(J)

420 440 460400 480 500

80

100

120

0

140

40

20

60

N (ppm)

Toughness evolution versus N ppm in all weld metal

Fig.4: Influence of Nitrogen on toughness at room T°

Bild 4: Einfluss von Stickstoff auf die Zähigkeit bei Raumtemperatur

Table 2: Chemical range of the all weld metals

Tabelle 2: Chemische Analyse des reinen Schweißgutes

C%

Mn%

Si%

Cr%

Mo%

Co%

V%

Nb%

W%

Ni%

Bppm

Nppm

Chemical rangeChem. Analyse

0.07 1.2 0.13 8.0 0.41 0.93 0.18 0.031 1.28 0.02 10 4000.12 1.35 0.34 9.6 0.68 1.12 0.24 0.063 1.74 0.04 25 480

May 2009 - Mai 2009

Stickstoff in einem engen Bereich von 400-500 ppm stark dieZähigkeitswerte. Der negative Einfluss wird bei Werten über 450 ppmbesonders augenfällig.

Stickstoff neigt dazu, Verbindungen mit Bor zu Bor-Nitriden (BN)einzugehen. Bei diesem Gehalt an B und N ist es wahrscheinlich, dasssich grobe BN bilden [7]. Diese Bor-Nitride könnten die Ursache für dieVerschlechterung der Zähigkeitswerte sein. Andererseits führt eingeringer N-Gehalt sicher zu vermehrten Bildung von Delta-Ferrit. Eswurde daher davon ausgegangen, dass der N-Wert zwischen max. 450ppm und min. 400 ppm liegen sollte.

WolframWolfram wird P92 Stahl zulegiert, um die Zeitstandeigenschaften unddie Warmfestigkeit zu verbessern. Es hat sich gezeigt, dassSchweißnähte mit W eine deutlich schlechtere Zähigkeit aufweisen alsSchweißnähte ohne W. [5].

Allerdings gibt es in einem Bereich von 1,2-1,8 % Wolfram keine klar erkennbareAuswirkung eines erhöhten Wolfram-Anteils aufdie Zähigkeit bei Raumtemperatur (Bild 5).Unter Berücksichtigung der vorangegangenUntersuchungen zum Stickstoff wurden dieDaten in zwei Gruppen aufgeteilt. Wieder ist dieWirkung von Stickstoff auf die Zähigkeiterheblich, auch wenn angemerkt werden muss,dass der Bereich des Wolframgehalts, in demsich die beiden Datengruppen überlappen,ziemlich klein ist (1.35-1.5%).

Da Wolfram ferritstabilisierend wirkt, ist esohnehin vernünftig, den Anteil im Schweißgutnicht zu stark zu erhöhen, auch wenn bis zu1,8% keine nachteilige Wirkung auf die Zähigkeitzu beobachten ist.

TitanDer Zusatz von Titan zum Schweißgut hat sich als positiv für dieZeitstandfestigkeit, aber negativ für die Zähigkeit erwiesen [3]. Umdieses Verhalten zu bewerten wurde ein Anteil von 160 ppm imSchweißgut angestrebt. Der Grundwerkstoff liegt bei 40 ppm.

Der Zähigkeitswert wird durch diese geringeTitanzugabe verschlechtert (Bild 6). 50Jwerden vom Schweißgut mit 40 ppm Ti bei-20 °C erreicht und vom Schweißgut mit 160ppm Ti bei +35 °C.

Die Festigkeit wird durch die Zugabe von 160ppm Titan deutlich erhöht, UTS von 730 MPaauf 818 MPa, YS von 588 MPa auf 699 MPa;die Bruchdehnung sank von 22,3% auf 16,3%.Diese Erhöhung der Zugfestigkeitseigenschaftenhat offensichtlich eine entgegengesetzteWirkung auf die Zähigkeitswerte. Allerdingswurde der Einfluss von Titan auf dasMikrogefüge in dieser Studie nicht untersucht.

KOHLENSTOFF UND CHROMDer C und Cr Gehalt wurde ebenfalls variiert, da erwartet wurde, dasser die Zähigkeit beeinflusst. Kohlenstoff wurde von 0,07% auf 0,12%und Chrom von 8,0% auf 9,6% erhöht. Bild 7 und 8 zeigen jeweils dieWirkung von Cr und C bei zwei verschiedenen Stickstoffwerten. DieErhöhung des Chrom-Gehalts im Rahmen von 8,0 – 9,6% zeigt keinenEinfluss auf die Zähigkeit. Der wesentliche Einflussfaktor auf die

9

400-500 ppm included in the base material range, Nitrogenrapidly deteriorating toughness values. The deterioration isparticularly sensitive above 450 ppm.

Nitrogen is prone to combine with B to form Boron nitridesBN. At these levels of B and N, coarse BN are likely to form[7]. These Boron nitrides may be the reason for deterioratedtoughness values. On the other hand, very low N levels willcertainly induce an increase of delta ferrite content. We thusconsidered that the N level should be kept below 450 ppmbut above 400 ppm.

Influence of Tungsten Tungsten is added in P92 steel to give improved creepresistance and high temperature strength. It has beenshown that W-containing welds have a consistently worsetoughness than W-free welds [5].

However, in the 1.2-1.8% Tungstenrange, no clear effect of Tungstenincrease on room temperaturetoughness appears (Figure 5). Datahave been split in two sets consideringprevious observations of Nitrogeneffect. Again, effect of this Nitrogen ontoughness level is important, even ifone must note that the range ofTungsten in which two data sets areoverlapping is quite small (1.35-1.5%).

Tungsten being a ferrite stabilizer, itseems anyway judicious not to increaseTungsten too much in the weld metaldeposit, even if up to 1.8%, no adverseeffect is seen on the toughness level.

Influence of Titanium Titanium addition to the weld metal deposit has proven tobe a good creep enhancer but detrimental for toughness [3].In order to assess this behaviour, a level of 160 ppm hasbeen targeted in the weld metal, base level being 40 ppm.

Toughness level is deteriorated by this small addition ofTitanium (Figure 6). 50 J toughness levelis obtained at -20 °C for the depositbearing 40 ppm Ti and +35 °C for thedeposit containing 160 ppm Ti.

Tensile properties are greatly increasedby a 160 ppm Titanium addition, UTSfrom 730 MPa to 818 MPa, YS from588 MPa to 699 MPa, elongationdecreasing from 22.3% to 16.3%. Thisincrease in tensile properties hasobviously an adverse effect ontoughness values. However the effectof Titanium on microstructure has notbeen investigated during this study.

EFFECT OF CARBON AND CHROMIUM C and Cr content were also varied, as they were expected toinfluence the toughness level. Carbon varied from 0.07% to0.12% and Chromium from 8.0% to 9.6%. Figures 7 and 8illustrate the effect of Cr and C respectively, for two Nitrogenlevels. It appears that variation of Cr through the range 8.0 –9.6% has no influence on the toughness level. The main impact

Kv

+20

°C

(J)

W %

1.30 1.40 1.501.20 1.60 1.70 1.80

80

100

120

0

140

40

20

60

Toughness evolution versus W % in all weld metal

N 400 - 450 ppmN 450 - 500 ppm

Fig.5: Influence of %W on toughness at roomtemperature, for different N levels

Bild 5: Einfluss des %W auf die Zähigkeit bei RT bei unterschiedlichem N-Gehalt

Temperature (°C)

Toug

hnes

s (J

)

40 ppm Ti160 ppm Ti

-40 -20

60

100

120

140

160

180

0 20 40 60 80 100

Transition curve: effect of Ti

40

20

8080

Fig.6: Effect of Ti on Charpy transition curve

Bild 6: Einfluss von Ti auf die Charpy Übergangskurve

May 2009 - Mai 2009

on the toughness level in Figure 7 isNitrogen. Figure 8 in turn shows thatNitrogen has a greater effect thanCarbon. However a slight decrease oftoughness at room temperature can beobserved as C content increases, forhigher N contents.

MICROSTRUCTURALEXAMINATIONThe variation of chemical elements asperformed during this study is likely tohave an effect on microstructure. Inparticular, Cr as a strong ferrite formerwill tend to increase delta ferrite. Onthe contrary N will act as an austeniteformer and a decrease in N willincrease delta ferrite. Chromiumequivalent parameter Creq (Equ. 1)can be used as an indicator of thesusceptibility of the chemicalcomposition to form delta ferrite.Values of Creq were then determinedfor each deposit and microstructuralexaminations were performed fordifferent Creq values.

Equation 1:

Creq [8] = %Cr + 6%Si + 4%Mo+ 1.5%W + 11%V + 5%Nb+ 12%Al + 8%Ti - 40%C- 2%Mn - 4%Ni - 2%Co- 30%N - %Cu

Cross sections were cut inthe all-weld-metal depositsin as-welded conditions andprepared by metallography.The samples were etchedwith Vilella’s reagent andexamined by opticalmicroscopy. Microstructuresin the as-solidified zonesare presented in Figure 9.All deposits show apredominantly martensiticstructure. In the case ofall-weld-metal with Creqbelow 8, almost no deltaferrite can be observed. Thedeposit having a Creq of 8.8shows a high quantity ofblocky delta ferrite. Theseobservations confirm thatalmost no delta ferritedevelops for Creq <8.

Zähigkeit (Bild 7) ist Stickstoff (N). Bild 8hingegen zeigt, dass Stickstoff eine stärkereWirkung hat als Kohlenstoff. Allerdings ist mit steigendem C-Gehalt bei höherenStickstoffgehalten ein leichter Rückgang der Zähigkeit bei Raumtemperatur zubeobachten.

UNTERSUCHUNG DESMIKROGEFÜGESBei Veränderungen der chemischenElemente wie hier in dieser Studie erfolgt,ist davon auszugehen, dass dies sich aufdas Mikrogefüge auswirkt, Vor allem Cr alsstarker Ferritbildner wird die Bildung vonDeltaferrit anregen. Andererseits wirkt N alsAustenitbildner und eine Verringerung desN-Gehalts führt zu einer Erhöhung desDeltaferrits. Das Chromäquivalent Creq(Equ. 1) kann als Indikator für die Neigungder chemischen Zusammensetzung,Deltaferrit zu bilden, herangezogen werden.Das Creq wurde für jedes Schweißgutbestimmt und Untersuchungen desMikrogefüges wurden für verschiedeneCreq Werte durchgeführt.

Equ. 1:

Creq [8] = %Cr + 6%Si + 4%Mo+ 1,5%W + 11%V + 5%Nb+ 12%Al + 8%Ti - 40%C- 2%Mn - 4%Ni - 2%Co- 30%N - %Cu

Querschliffe wurden aus demreinem Schweißgut entnommenund metallographisch untersucht.Die Muster wurden nach einerVilella-Ätzung mikroskopischuntersucht. Bild 9 zeigtMikrogefüge in den nichtangelassenen Zonen. AlleSchweißgüter weisen imwesentlichen eine martensitischeStruktur auf. Beim reinenSchweißgut mit Creq < 8 ist fastkein Deltaferrit festzustellen.Schweißgut mit Creq von 8,8zeigt einen großen Anteil anblockartigem Deltaferrit. DieseBeobachtungen bestätigen,dass bei Creq <8 fast keinDeltaferrit entsteht.

10

Kv

+20

°C

(J)

Cr %

8.3 8.8 9.37.8 9.8

80

100

120

0

140

40

20

60

Toughness evolution versus Cr % in all weld metal

N 400 - 450 ppmN 450 - 500 ppm

Fig.7: Influence of % Cr on toughness at roomtemperature, for different N levels

Bild 7: Einfluss des Cr-Gehaltes auf die Zähigkeit beiRaumtemperatur, bei unterschiedlichem N-Niveau

Kv

+20

°C

(J)

C %

0.08 0.09 0.1 0.11 0.120.07 0.13

80

100

120

0

140

40

20

60

Toughness evolution versus C % in all weld metal

N 400 - 450 ppmN 450 - 500 ppm

Fig.8: Influence of % C on toughness at roomtemperature, for different N levels

Bild 8: Einfluss des C-Gehaltes auf die Zähigkeit beiRaumtemperatur bei unterschiedlichem N-Niveau

Fig.9: Examples of microstructures obtained in as-solidified zones in theas-welded condition for weld metal showing various Creq level. Vilella’s reagent

Bild 9: Mikrogefüge aus den nicht angelassenen Zonen bei unbehandeltemSchweißgut mit unterschiedlichem Creq Wert. Vilella-Ätzung

a) Creq 5.1

c) Creq 7.7

b) Creq 6.2

d) Creq 8.8

May 2009 - Mai 2009

In den angelassenen Bereichen(Bild 10) ist das Mikrogefügeebenfalls martensitisch mitKarbiden an den primäraustenitischen Korngrenzen. Im Falle eines Schweißguts mit hohem Creq könnenschmale Delta-Ferrit-Bänder anaustenitischen Korngrenzen undDreiphasenpunkten beobachtetwerden.

AUSGEWÄHLTECHEMISCHEZUSAMMENSETZUNGBasierend auf der Untersuchungzum Einfluss der chemischenZusammensetzung auf dieZähigkeit, entwickelte Air LiquideWelding einen nahtlosen Fülldrahtzum UP-Schweißen in Kombinationmit einem basischen Pulver. DerStickstoff-Wert lag bei 400-450ppm. Der C Gehalt wurde sogewählt, dass er in der Mitte desGrundwerkstoffbereiches lag und derB Gehalt lag am unteren Ende derGrundwerkstoffzusammensetzungbei 10-20 ppm. Keine beabsichtigteZugabe von Ti.

Das Schweißgut wurde miteinem 3,2mm Draht und denfolgenden Schweißparameternhergestellt: 530 A, 29 V, 60cm/min. Vorwärmtemperatur

250 °C, die Probe wurde nach dem Schweißen 3 Stunden auf 250 °C gehalten. Zwischenlagentemperatur 230-250 °C.

Alle Proben wurden 4 Stunden bei 760 °Cnachbehandelt.

Tabelle 3 und 4 beschreiben diechemische Analyse und die mechanischenEigenschaften. Die Zähigkeit beiRaumtemperatur ist ausgezeichnet. DieAC1 Temperatur wurde ebenfalls gemessen(bei 100°C/h Aufheizgeschwindigkeit) undist ausreichend hoch (802 °C), um Problememit der Wärmenachbehandlung (PWHT) bei760 °C zu vermeiden.

Proben für Kurzzeitversuche wurden demreinen Schweißgut entnommen (Bild 11).Die Zeitstandwerte erreichen das Niveaudes Grundwerkstoffs P92.

SCHLUSSFOLGERUNGENDer Einfluss verschiedener chemischer Elemente auf die Zähigkeitwurde untersucht. Zu diesem Zweck wurden mit einem nahtlosenFülldraht in UP-Technik reine Schweißgüter mit unterschiedlichemGehalt an C, Cr, W und N hergestellt. Veränderungen des W-, C- undCr-Gehalts zeigten keine wesentlichen Auswirkungen auf dasSchweißgut. Der Stickstoffgehalt hingegen beeinflusst den

In reheated zones (Figure10), the microstructure isalso martensitic, with carbidesat prior austenite grainboundaries. In the case ofthe high Creq deposit,narrow bands of deltaferrite can be observed ataustenite grain boundariesand triple points.

SELECTEDCHEMICALCOMPOSITIONSupported by the previousstudy on chemical compositioninfluence on toughness value,a seamless flux cored wire forsubmerged arc welding hasbeen developed by AirLiquide Welding, combinedwith a basic submerged arcflux. The range of Nitrogenlevel is 400-450 ppm. The Ccontent was set in the middleof the base metal rangeand B content close to thelower bound of base metalcomposition 10-20 ppm. Noparticular Ti addition was made.

The all weld metal depositwas generated using a3.2 mm diameter wire, withthe following weldingparameters: 530 Amps, 29 V,60 cm/min. Preheating temperature was 250 °C, the samplewas maintained at 250 °C during 3 hours after welding.Interpass temperature is 230-250 °C.

All samples were post weld heattreated at 760 °C during 4 hours.

Tables 3 and 4 gather chemicalanalysis and properties. The toughnesslevel at room temperature is very good.AC1 temperature has also beenmeasured (with 100 °C/h heating rate)and is high enough (802 °C) to avoidproblems with the PWHT at 760 °C.

Short term creep test specimens havebeen generated in the all weld metaldeposit (Figure 11). Weld metal creepstrength reaches the level of the Grade92 base material.

CONCLUSIONSThe effect of various chemical elements on toughness hasbeen investigated. For this purpose all-weld-metal weregenerated using a seamless flux cored wire with SAW, withdifferent levels of C, Cr, W and N. Variations of W, C and Crwithin the base material range did not significantly affecttoughness of the weld metal. However Nitrogen content has

11

Fig.10: Examples of microstructures obtained in reheated zones in theas-welded condition for weld metal showing various Creq level. Vilella’s reagent

Bild 10: Beispiele von Mikrogefügen in angelassenen Bereichen, beiunbehandeltem Schweißgut mit unterschiedlichem Creq Wert. Vilella Ätzung

a) Creq 5.1

c) Creq 5.1 (higher magnification)(stärkere Vergrößerung)

b) Creq 8.8

d) Creq 8.8 (higher magnification)(stärkere Vergrößerung)

100

Larson-Miller Parameter. LMP = (T+273) x [36 + log(t)]

Str

ess

(MP

a)

1032 33 34 35

1000

37 38 3936

Creep rupture tests ALW P92 weld metal

new P92 SAW - pure weld 2005 ECCC Grade 92 2005 ECCC Grade 92 - 20%

Fig.11: Creep rupture characterisation of new P92SAW all-weld-metal

Bild 11: Zeitstandeigenschaften des neuen P92 UPSchweißguts

Table 3: All weld metal deposit chemical analysis

Tabelle 3: Chemische Analyse des reinen Schweißguts

C%

Si%

Mn%

Cr%

Mo%

Co%

Nb%

V%

W%

B%

Nppm

0.10 0.21 1.20 8.5 0.42 1.03 0.045 0.21 1.38 0.001 421

Table 4: All weld metal deposit mechanical properties

Tabelle 4: Mechanisches Eigenschaften des reinen Schweißguts

Kv +20 °C Rm (MPa) Rp 0.2 (MPa) A (%) Ac1 (°C)

116 - 111 - 109 (112) 730 588 22.3 802

May 2009 - Mai 2009

a great influence on toughness level, decreasing N contentresulting in a toughness improvement. Furthermore thedetrimental effect of B and Ti on toughness was alsoconfirmed during this study. Despite the adverse effect ofNitrogen and Boron on toughness, minimum values havebeen set in the weld metal in order to match creepproperties of the base material.

As a result of this work, Air Liquide Welding developed anoptimized seamless flux cored wire for SAW, combined witha basic flux (OERLIKON OE CROMO SF 92/OP F500). Thissolution features a promising toughness / creep compromise,as very good toughness at room temperature andsatisfactory creep behaviour have been obtained. This studywill now be pursued by a wider characterisation of this SAWsolution. Mechanical properties and creep rupture tests willbe performed on real joints.

In addition, Air Liquide Welding has also developed SMAWand GTAW to weld T/P92 steels to offer a full range ofsolutions to weld tubes and pipes (OERLIKONCROMOCORD 92 and CARBOROD 92). The full P92welding consumables range will be presented in a thirdCompetence publication.

[1] J. Hald – Microstructure and long-term creep properties of 9-12%Cr steels – ECCC Creepconference, 12-14 Sept. 2005, London

[2] J.C. Vaillant, B. Vandenbergue, B. Hahn, H. Heuser and C. Jochum – T/P23, 24, 911 and 92:new grades for advanced coal-fired power plants – properties and experience - ECCC Creepconference, 12-14 Sept. 2005, London.

[3] D.J. Abson – The influence of Ti and Al on the toughness and creep rupture strength of grade92 steel weld metal - TWI Confidential Members Report No. 833/2005.

[4] A. Vanderschaeghe, J. Gabrel and C. Bonnet – Mise au point des consommables et procéduresde soudage pour l’acier grade 92 – ESOPE Conference, 23-25 Oct. 2001, Paris

[5] A.M. Barnes and D.J. Abson - The effect of composition on microstructural development andtoughness of weld metals for advanced high temperature 9-13%Cr steels - 2nd InternationalConference Integrity of High Temperature Welds, 10-12 Nov. 2003, London.

[6] ECCC P92 data sheet www.ommi.co.uk/etd/eccc/open.htm

[7] F. Abe – Advanced ferritic steels for thick section boiler components in USC plants at 650°C -ECCC Creep conference, 12-14 Sept. 2005, London

[8] P. Patriarca – US advanced materials development program for steam generators – Nuclear Tech1976 28(3) 516-536

BIBLIOGRAPHY: / LITERATURHINWEISE:

C. CHOVET - E. GALAND - B. LEDUEYAIR LIQUIDE / CTAS -13 rue d'Epluches, Saint Ouen l'Aumône, 95315 Cergy Pontoise, France.

Zähigkeitswert stark, wobei ein geringerer Stickstoffgehalt dieZähigkeit verbessert. Daneben bestätigte sich bei dieser Studie dernegative Effekt von B und Ti auf die Zähigkeit. Trotz der negativenAuswirkungen von Stickstoff und Bor auf die Zähigkeit, wurdenMindestwerte für das Schweißgut festgelegt, um die Zeitstand-eigenschaften des Grundwerkstoffes zu erfüllen.

Als Ergebnis aus dieser Untersuchung entwickelte Air Liquide Weldingeinen optimierten nahtlosen UP-Fülldraht, der mit einem basischenPulver kombiniert wird (OERLIKON OE CROMO SF 92/OP F500).Diese Lösung bietet einen viel versprechenden Kompromiss zwischenZähigkeits- und Zeitstandeigenschaften, da ausgezeichneteZähigkeitswerte bei Raumtemperatur und zufrieden stellendeZeitstandeigenschaften erzielt wurden. Weitere Versuche zurOptimierung der Draht/Pulver-Kombination werden folgen.Mechanische Eigenschaften und Zeitstandeigenschaften werden anechten Schweißverbindungen geprüft.

Darüber hinaus entwickelte Air Liquide Welding auch Lösungen fürdas Metall-Lichtbogenschweißen mit umhüllter Elektrode (SMAW)und das WIG-Schweißen (GTAW) für T/P92 Werkstoffe, um einkomplettes Angebot für das Schweißen von Rohren bieten zukönnen (OERLIKON CROMOCORD 92 und CARBOROD 92). AlleP92 Zusatzwerkstoffe werden in einem dritten Beitrag in OERLIKONCompetence vorgestellt.

12

May 2009 - Mai 2009

Welding ConsumablesDevelopment for HighStrength Steel Jointsfor Oil & Gas Applications.

Evolution towards high or very high strength steelsis a constant matter of preoccupation fordesigners and constructors in order to decreasethickness of structural parts and thus to generatecost reduction. For example, gas and petroleumcompanies show a great interest in X100 materialsfor construction of long distance pipelines, andX120 steel grade appears in the pipe mills and pipelaying industry. E690 steel is also used for offshorestructures, especially jack-up rigs. To be able totake advantage of the properties of these very highstrength materials, a full range of weldingconsumables as well as recommendations on thewelding of high strength steel structures have to bedeveloped for the steel and welding communities,as well as for fabricators.

General considerationsregarding welding of highstrength steels (HSS) arepresented. The paperoutlines the strategyfollowed to develop

submerged arc welding (SAW) and shielded metalarc welding (SMAW) consumables dedicated tothe welding of high strength steels, with a specialhighlight on offshore structure applications.Solutions to weld high thickness E690 and E830steels are presented.

INTRODUCTION

High strength steels, featuring a yield strength above500 MPa, involve a growing number of applications. In oil &gas applications especially, they are of particular interest foroffshore structures [1] as well as for pipelines [2]. In the caseof pipeline applications, the use of steels featuring higherstrength levels can allow the thickness of the pipe to bereduced. For example, for a pipe working at 170 barpressure [3], the use of X65 base metal leads to 29 mm wallthickness, whereas the use of X100 grade would lead toonly 19 mm wall thickness, thus reducing by 35% the pipe

Key words• High strength steels• Structural steels• Welding consumables• Cold cracking

Schweißzusätzezum Schweißenhochfester Stähle in derÖl- und Gasindustrie.

Die Entwicklung von hochfesten Stählen ist ein Themavon großer Aktualität für die Verantwortlichen inKonstruktion und Bauwesen, weil die Dicke derBauteile verringert und damit Kosten gesenkt werdenkönnen. Gas- und Erdölunternehmen zum Beispielhaben großes Interesse an X100 Werkstoffen zum Bauvon Langstreckenpipelines, und X120 Stähle werdenin Rohrwerken und bei der Rohrverlegung eingesetzt.E690 Stahl kommt bei Offshore Konstruktionen zumEinsatz, vor allem bei Bohrplattformen. Um die Vorteileder hochfesten Stähle nutzen zu können, bedarf es eineskompletten Angebots an Schweißzusätzen undEmpfehlungen zum Verschweißen von hochfestenWerkstoffen und zwar sowohl für die Stahlverarbeitungs-und Schweißindustrie als auch für die Hersteller.

In diesem Artikel werden zunächst die hochfestenStähle (HSS = high strength steels) im vorgestellt,danach wird die Vorgehensweise beschrieben, nachder Zusatzwerkstoffe zum UP-und Schutzgasschweißenentwickelt wurden. Bei den speziell für das Schweißenvon hochfesten Stählen ausgelegten Materialien wurdebesonderes Augenmerk aufOffshore-Anwendungengelegt. Außerdem werdenLösungen zum Verschweißenvon E690 und E830Stählen großer Wanddickevorgestellt.

EINLEITUNG

Hochfeste Stähle mit einer Streckgrenze von mehr als 500MPawerden immer häufiger eingesetzt. Vor allem für die Öl- undGasindustrie und besonders im Offshore-Bereich [1] und imPipelinebau [2] sind sie von großem Interesse. Im Pipelinebau kannder Einsatz von Stählen mit höherer Festigkeit dazu beitragen, dieRohrwanddicke zu verringern. Bei Rohren für einen Druck von 170bar zum Beispiel beträgt die Wandstärke bei der Verwendung vonX65 als Grundwerkstoff 29 mm, beim Einsatz von X100 Stahl wäreeine Wandstärke von 19mm ausreichend und das Rohrgewichtwürde um 35% sinken. Diese potenzielle Gewichtsreduzierung bei

Schlüsselwörter• Hochfeste Stähle• Baustähle• Schweißzusätze• Kaltrisse

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den Rohren spart auch Transport- und Herstellkosten. BeiLangstreckenpipelines ist der Nutzen für die Energiegesellschaftensogar noch höher, da die Verwendung von HSS einen höherenBetriebsdruck [3] möglich macht (2000 bis 2500psi statt 1000 bis1500psi). Rohrherstellern zufolge ist die Entwicklung des X80 Stahlsbeendet und stellt den derzeitigen Stand der Technik dar . Zurzeitsind Gas- und Erdölunternehmen stark an X100 Werkstoffen für denBau von Langstreckenpipelines interessiert und in Rohrwerken undbei der Rohrverlegung findet man die ersten X120 Stähle.

Unter den verschiedenen Offshore-Konstruktionen sindhochfeste Stähle für Hubbohrinseln von besonderem Interesse.Diese mobilen Plattformen werden bis zu 150m Tiefe zurErdölförderung eingesetzt. Sie sind so konstruiert, dass sie anverschiedene Standorte gebracht und dort durch dasAusklappen der Beine verankert werden können. Da sich derEnergiebedarf drastisch erhöht, stieg die Anzahl dieserBohrinseln zwischen 2005 und 2007 um 77%. Von 2007 bis2010 sollen mehr als 100 neue Plattformen gebaut werden. Fürden Aufbau werden zurzeit Stähle mit einer Streckgrenze von420 bis 460MPa verwendet. Aber für die Beine sind wegen deszu tragenden Gewichts des Aufbaus sehr große Wandstärkennotwendig. Daher ergibt sich hier ein interessantesAnwendungsgebiet für Stähle mit einer Streckgrenze von690MPa, da das Gewicht des Aufbaus reduziert werden kann.E690 Stähle werden sehr oft eingesetzt. Stähle mit einerStreckgrenze bis zu 830MPa wurden bereits entwickelt, habenaber noch keine breite Anwendung gefunden. Auf diesemGebiet werden Lichtbogenschweißverfahren wie dasStabelektrodenschweißen (SMAW) oder Fülldrahtschweißen(FCAW) für Wurzelschweißungen und die UP-Schweißtechnik fürdie Füll-Lagen eingesetzt. In vorliegender Arbeit konzentrierenwir uns auf Verbindungen von hochfesten Stählen mit großerWandstärke im Offshore-Bereich.

Hochfeste Stähle werden in zwei unterschiedlichen Verfahrenhergestellt: Thermo-mechanisches Verfahren (ThermoMechanical Controlled Process (TMCP) und Vergütung. Fürgeringe bis mittlere Wandstärken können hochfeste Stähle nachdem thermo-mechanischen Verfahren TMCP hergestellt werden,wie zum Beispiel bei Blechen für die Rohrherstellung [5]. Für Off-Shore-Konstruktionen aber ist die Herstellung nach dem thermo-mechanischen Verfahren aufgrund der großen Wandstärkennicht mehr möglich. Daher werden Vergütungsstähle eingesetzt,die einen guten Kompromiss zwischen Streckgrenze undZähigkeit aufweisen. Vergütete hochfeste Stähle haben einenmoderaten Kohlenstoffanteil (0,12% bis 0,18%), um dieSchweißbarkeit nicht zu beeinträchtigen. Um hohe Festigkeit zuerreichen, werden diese Stähle mit Titan, Niob, Vanadium oderBor mikrolegiert, die Karbid- und Nitridausscheidungen bilden.Weitere Elemente wie Chrom und Molybdän werden ebenfallszulegiert. Es ist anzumerken, dass die chemische Zusammensetzungeines bestimmten Stahltyps von Hersteller zu Hersteller oderunter Umständen von Schmelze zu Schmelze variieren kann. DieseParameter müssen bei der Bestimmung der Schweißbedingungenund der Auswahl der Schweißzusatzwerkstoffe berücksichtigt werden.

Für jede Anwendung kann eine entsprechende Anpassung derSchweißtechnologie notwendig sein. In vorliegender Arbeit wirdüber die Entwicklung von Air Liquide Welding Lösungenberichtet, wobei besonders die Zusatzwerkstoffe zumSchweißen von hochfesten Stählen im Off-Shore-Bereichbetrachtet werden. Im ersten Teil geht es um die notwendigenVorkehrungen beim Schweißen von hochfesten Stählen. Danachwerden die Air Liquide Welding (ALW) Empfehlungen zumSchweißen von E690 und E830 Stählen vorgestellt.

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weight. This potential reduction of pipe weight leads toreduction of transportation and manufacturing costs. Forlong distance pipelines, the interest for gas transmissioncompanies is even greater, because the use of HSS canallow operation at higher service pressures (2000 to2500 psi instead of 1000-1500 psi). According to pipemanufacturers, the development of X80 is finished and isconsidered to be the present state of the art [4]. Nowadaysgas and petroleum companies show a great interest in X100materials for construction of long distance pipelines, andX120 steel grade starts to appear in the pipe mills and pipelaying industry.

Among the various types of offshore structures, jack-up rigsare of particular interest regarding high strength steels. Upto 150m deep, these mobile drilling rigs are used to extractthe oil. They are designed to move from place to place andanchor by deploying their legs. Energy demand is increasingdrastically, the number of rigs under construction increasedby 77% between 2005 and 2009. From 2009 to 2010, morethan 100 new jack-up rigs should be built. In the structure,420 to 460 MPa yield strength steels are currently used. Butfor jack-up rig legs, due to the weight of the structure to besupported, very high thickness plates are necessary. Then690 MPa yield strength steels find a very interestingapplication, since it allows the weight of the structure tobe reduced E690 steels are very often used. Steels up to830 MPa have even been developed for this application,although they are not yet widely used. In this field, arcwelding processes, such as SMAW or flux cored arcwelding (FCAW) are used for root beads and the SAWprocess is used to fill the joint. In this paper, we will focus onwelding of high thickness joints of high strength steels in thecase of offshore structure construction.

High strength steels are manufactured according to twodifferent routes: Thermo Mechanical Controlled Process(TMCP) steels or quench and temper steels. For low tomoderate wall thickness, high strength steels can bemanufactured by TMCP, as it is for example the case forpipes [5]. But for offshore structures, the heavy wallthickness does not allow the manufacture of the steels bythermomechanical processing. Therefore, quench andtemper steels are used. These steels show a goodcombination of strength and toughness. Quench andtempered HSS feature a moderate Carbon level (0.12% to0.18%), in order to be weldable. To reach high strengthlevels, these grades are micro-alloyed with Titanium,Niobium, Vanadium or Boron, which will form carbides ornitride precipitates. Alloying elements such as Chromiumand Molybdenum are also added. It has to be noted that fora given steel grade, the chosen chemical composition canvary from one producer to another or simply from one heatto another. This parameter has to be taken into account inthe definition of welding conditions and choice of weldingfiller material.

For each application, adapted solutions need to be availablefor the welding operation. In this paper, the development ofAir Liquide Welding solutions for the welding of HSS foroffshore structures, particularly filler materials, will bediscussed. The first part will deal with the necessaryprecautions to be taken when welding high strength steels.Then, Air Liquide Welding (ALW) solutions to weld E690 andE830 steels will be presented.

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WESENTLICHE ASPEKTE BEIM SCHWEIßENHOCHFESTER STÄHLE

Beim Schweißen hochfester Stähle sind zwei wesentlichemetallurgische Gesichtspunkte zu beachten: Kaltrissempfindlichkeitund mechanische Eigenschaften in der Wärmeinflusszone (WEZ)sowie im Schweißgut (Kombination von Streckgrenze und Zähigkeit).

Das Auftreten von Kaltrissen ist auf dreiFaktoren zurückzuführen: diffusibler Wasser-stoff im Schweißgut, sprödes Mikrogefügeund Restspannungen. Diffusibler Wasserstoffentsteht meist aus den Zusatzwerkstoffenund den atmosphärischen Bedingungenbeim Stabelektrodenschweißen (SMAW).Die Sprödigkeit des Mikrogefüges hängt mitder chemischen Zusammensetzung desSchweißguts und des Grundwerkstoffssowie mit den Abkühlbedingungen beimSchweißen zusammen. Bei einer bestimmtenchemischen Zusammensetzung wird dasMikrogefüge durch eine beschleunigteAbkühlung härter (siehe Bild 1).

Bei Stählen mittlerer Festigkeit werdenZusätze verwendet, die im allgemeinenweniger Legierungselemente enthalten als

der Grundwerkstoff. In diesem Fall liegen die Kaltrisse meist in derWEZ, da die größte Sprödigkeit sich gewöhnlich in dieser Zoneausbildet. Schweißzusatzwerkstoffe für hochfeste Stähle enthaltennormalerweise einen höheren Anteil an Legierungselementen alsder entsprechende Grundwerkstoff. Das Schweißgut besitzt danneine höhere Härtbarkeit als der Grundwerkstoff, wodurch Kaltrisseim Schweißgut entstehen können. Aus diesem Grund sindSchweißverbindungen bei hochfesten Stählen sowohl in derWEZ als auch im Schweißgut kaltrissempfindlich [6]. DieKaltrissempfindlichkeit kann mit speziellen Tests, wie zum BeispielImplantversuchen, bestimmt werden. Mit diesen Tests können dieAuswirkungen der Wärmeführung auf einen bestimmtenGrundwerkstoff bei einem bestimmten Gehalt an diffusiblemWasserstoff geprüft werden. Bild 2 z. Bsp. zeigt die Implantkurve

eines Stahls mit einerStreckgrenze von 690MPa,verschweißt mit einemZusatzwerkstoff, der zu einemdiffusiblen Wasserstoffgehaltvon 1,3ml/100g im Schweißgutführt. Hier wird deutlich, dassdas Auftreten von Kaltrissen -bei einem bestimmten Gehaltan diffusiblem Wasserstoffund einem bestimmtenGrundwerkstoff – von denAbkühlbedingungen und derSpannung abhängig ist. Bild 3zeigt einen Zusatzwerkstoffmit 4ml/100g diffusiblemWasserstoff im Schweißgut. Indiesem Fall ist die Spannung,die das Gefüge aushalten kann

ohne zu reißen, viel geringer als bei einem Produkt mit einemniedrigen Gehalt an diffusiblem Wasserstoff.

Aufgrund dieser Kaltrissempfindlichkeit müssen beim Schweißen vonhochfesten Stählen besondere Vorkehrungen getroffen werden. Die

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KEY ISSUES IN WELDINGOF HIGH STRENGTH STEELS

Two main metallurgical issues remain concerning welding ofhigh strength steels: cold cracking susceptibility andmechanical properties in heat affected zone (HAZ) and inweld metal (combination of strength and toughness).

The occurrence of cold cracking islinked to three factors: diffusiblehydrogen content in weld metal, brittlemicrostructure, and residual stresses.Diffusible hydrogen comes mainly fromthe filler material and from atmosphericconditions during welding for SMAW.The brittleness of the microstructure islinked to the chemical composition ofthe weld metal and of the base metaland to the thermal cycle during welding.For a given chemical composition, themicrostructure will be harder as thethermal cycle gets faster, as shown inFigure 1.

In medium strength steels, filler materialsgenerally generate weld metal that isless alloyed than the base metal. In thiscase, cold cracking is located in the HAZ, as the brittlemicrostructures are likely to form in that zone. Welding fillermaterials developed for HSS generally have a higher quantityof alloying elements than the corresponding base material.The weld metal then has a higher hardenability than the basemetal, thus leading to the possibility of having cold cracks inthe weld metal. That is why high strength steels weldmentsare susceptible to cold cracking, in the HAZ as well as in theweld metal. Cracks can be longitudinal in weld metal ortransverse in the HAZ [6]. Cold cracking susceptibility can bestudied with particular tests, such as implant tests. Thesetests allow investigation of the effect of thermal cycle for agiven base metal and diffusible hydrogen content. Forinstance, Figure 2 shows the implant curve obtained with a690 MPa yield strength steel,welded with a filler materialgiving a diffusible hydrogencontent of 1.3 ml / 100 gdeposited weld metal. Thisfigure shows that theoccurrence of cold crackingis a function of thermal cycleand stress, for a givendiffusible hydrogen contentand a given base material. InFigure 3, the curve isobtained with a welding fillermaterial giving 4ml/100gdeposited weld metal. In thiscase the stress that can besupported by the structurewithout cracking is muchlower than with a producthaving a lower level of diffusible hydrogen.

Due to this cold cracking susceptibility, HSS have to bewelded with some precautions. Welding conditions are alsoa key point in avoiding cold cracking as a high cooling rate

HvmaxC

Cooling time - Abkühlzeit

Hadrness HVHärte HV

C, Mn, Si, Cr, Mo

Fig.1: Evolution of hardness as function of ∆t800-500 (cooling time between 800 °C to 500 °C in awelding cycle)

Bild 1: Härte in Abhängigkeit von ∆t800-500(Abkühlzeit zw. 800°C - 500°C

in einem Schweißzyklus)

450

500

550

600

650

250

750

700

2 4 6 8 10 12

350

300

400

Cooling time Δ - Abkühlzeit Δ (800 - 500 °C)

Ap

plie

dS

teng

th Cracking

No cracking

Metal cored

Fig.2: Implant curve for a S690 steelwelded with a low diffusible hydrogenflux cored wire (1.3 ml/100g dm)

Bild 2: Implantkurve S690 Stahl,verschweißt mit Fülldraht mit niedrigem

H2-Gehalt (1,3 ml/100g dm)

Fig.3: Implant curve for a S690 steelwelded with an SMAW electrode(4 ml/100g dm)

Bild 3: Implantkurve S690 Stahl,verschweißt mit Stabelektrode

(4 ml/100g dm)

450

500

550

600

650

250

750

700

2 4 6 8 10 12

350

300

400

Cracking

No cracking

Electrode

1.3 ml /100 g DM

4 ml / 100 g DM

Metal cored

Cooling time Δ - Abkühlzeit Δ (800 - 500 °C)

Ap

plie

dS

teng

th

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Schweißbedingungen sind dabei ein Schlüssel zur Vermeidung vonKaltrissen, da eine hohe Abkühlrate zu einem härteren Mikrogefügeführt, das gegenüber Kaltrissen anfälliger ist. Vorwärm- undZwischenlagentemperaturen müssen eingehalten werden. EineWärmenachbehandlung kann in manchen Fällen sinnvoll sein, umden Wasserstoff im Bauteil zu verringern, bevor es vollständig aufRaumtemperatur abkühlt. Aus Herstellersicht besteht die ersteMaßnahme in der richtigen Wahl der Schweißzusätze. Diese dürfennur einen geringen Gehalt an diffusiblem Wasserstoff erzeugen, wiezum Beispiel basische Stabelektroden oder nahtlose Fülldrähte. DieZusatzwerkstoffe müssen sorgfältig gelagert und vor Gebrauchgemäß Herstellerangaben getrocknet werden. Vakuumverpackungenfür Stabelektroden sind sehr hilfreich, da die Elektroden beiunbeschädigter Verpackung ohne Rücktrocknung einsatzfähig sind.Dasselbe Prinzip gibt es für Schweißpulver OERLIKON DRYBAG.

Der zweite Aspekt betrifft die mechanischen Gütewerte derSchweißverbindung. Die Wärmeführung beim Schweißen kann zueiner Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften in derWEZ und im Schweißgut führen. Beim Grundwerkstoff besteht dasHauptrisiko in einer Verschlechterung der Streckgrenze durchGefügeveränderungen in der WEZ. Die Wärmeführung beimSchweißen kann auch die Zähigkeit in der WEZ beeinträchtigen. DieVerschlechterung der Zähigkeit in der WEZ hängt von derchemischen Zusammensetzung des Stahls ab. Es ist bekannt, dassWerkstoffe mit Vanadium-Mikrolegierungen diesem Phänomengegenüber anfälliger sind. Dadurch werden die Toleranzen für dieSchweißparameter immer enger. Das hochfeste Schweißgut reagiert

aufgrund des höheren Gehalts anLegierungselementen empfindlicher aufÄnderungen der Schweißparameter als dasSchweißgut für weichere Stähle. Eine zulangsame Abkühlung kann bei einembestimmten Legierungstyp zu einer weicherenMikrostruktur führen als erwartet. DieAbkühlungsbedingungen des Schweißgutshängen mit dem Wärmeeintrag, derZwischenlagentemperatur und der Dickedes Grundwerkstoffes zusammen. DieStreckgrenze kann unter die Gewährleis-tungswerte abfallen, wenn der Wärmeeintragzu hoch ist oder eine zu hohe Zwischenlagen-temperatur verwendet wird. Bild 4 zeigt,dass bei einem sehr hohen Wärmeeintragdie Streckgrenze des Produkts nicht mehrgarantiert werden kann.

SCHWEIßTECHNISCHE LÖSUNGENFÜR 690 MPa STAHLDie Herausforderung für die Zusatzwerkstoffhersteller besteht darin,Werkstoffe zu entwickeln, die eine geeignete Kombination ausStreckgrenze und Zähigkeit darstellen. Es ist leicht, eine hoheStreckgrenze zu erreichen. Um aber gleichzeitig zufrieden stellendeZähigkeitswerte zu erzielen, muss eine geeignete chemischeZusammensetzung gefunden werden. Außerdem können ver-schiedene Versprödungsmechanismen auftreten, wenn dasSchweißgut beim Mehrlagenschweißen wieder erwärmt wird.Stickstoff verbindet sich mit Niob, Vanadium und Titan und bildetAusscheidungen, die zu Gefüge-Versprödungen vor allem imWurzelbereich führen. Phosphor, Zinn, Antimon und Arsen wirkensich ebenfalls negativ auf die Zähigkeit aus. Diese Mechanismenmüssen bei der Entwicklung des Schweißguts berücksichtigt werden.Auch das Schweißverfahren hat wesentlichen Einfluss auf das Gefügeund die chemische Zusammensetzung der Schweißverbindung.

lead to a harder microstructure, which will be moresusceptible to cold cracking. Preheat and interpasstemperature have to be respected. A post-heating can beused in some cases to remove hydrogen from the structurebefore complete cooling to ambient temperature. From thefabricators point of view, the first precaution lies in thechoice of the welding consumables: filler materials givinglow diffusible hydrogen content have to be chosen, as forexample basic SMAW electrodes and seamless flux coredwire. The welding consumables have to be carefully storedand they may have to be dried or re-dried when they areused, according to the conditions given by the consumablemanufacturer. Vacuum packaging for coated electrodes areused very conveniently because it allows use of theelectrodes without drying, provided that the pack is notdamaged. The same concept exists for SAW welding fluxes,OERLIKON DRYBAG.

The other issue is related to mechanical properties in theweld. Welding thermal cycle may engender degradation ofmechanical properties in the HAZ and in the weld metal. Forbase metal, the main risk is a decrease of the yield strengthin the HAZ due to metallurgical transformation. Toughness inthe HAZ can also be impaired by the welding thermal cycle.The degradation of toughness in the HAZ will depend onthe chemical composition of the steel. Steels micro-alloyedwith Vanadium are known to be more susceptible tothis phenomenon. Due to these facts, welding parametertolerances become progressivelytighter. Concerning weld metal, due tothe higher level of alloying elements, theHSS weld metal is more sensitive towelding parameter variations thanstandard grades. In fact a too slowthermal cycle can lead to a softermicrostructure than expected for agiven consumable. The thermal cycleis linked to heat input, interpasstemperature and thickness of the basemetal. The yield strength can be lowerthan the required one, if a too highheat input or a too high interpasstemperature are for example used.Figure 4 shows that when a very highinput is used, the yield strength of theproduct can no longer be guaranteed.

WELDING SOLUTIONSFOR 690 MPa STEELS The challenge for welding consumables producers is todevelop consumables which give the adequate combinationof strength and toughness. High levels of strength can easilybe achieved in weld metal. But in order to have a satisfactorylevel of toughness, the main chemical balance has to beoptimized. Moreover, when the weld metal is reheated due tomultipass welding, several embrittlement mechanisms canoccur: Nitrogen combines with Niobium, Vanadium andTitanium to form precipitates, that lead to embrittlement ofthe structure, especially in the root pass. Phosphorus, Tin,Antimony and Arsenic are also known to have an adverseeffect on toughness. These mechanisms have to be takeninto account during the development of the weld metal. Thewelding procedure also has a significant influence on thestructure and the chemical composition of the joint.

Heat input - Wärmeeintrag (kJ/cm)

(MP

a)

10 20 30 400 50

900

1000

1100

500

700

600

800

YS electrode 1UTS electrode 1YS electrode 2UTS electrode 2

Fig.4: Evolution of YS and UTS as a function of heatinput for 690 MPa electrode (electrode 2) and 890 MPaelectrode (electrode 1). Properties in all weld metal.

Bild 4: Entwicklung von YS und UTS in Abhängigkeitvom Wärmeeintrag bei einer 690MPa Elektrode

(Elektrode 2) und einer 890MPa Elektrode(Elektrode 1). Eigenschaften des reinen Schweißguts.

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Auf die Optimierung all dieser Parameter wird weiter unteneingegangen, speziell auf das Schweißverfahren, die chemischeZusammensetzung und die Kontrolle der Verunreinigungen.

Da Kaltrisse ein Hauptrisiko beim Schweißen hochfester Stählesind, werden für das UP(SAW)- und Fülldrahtschweißen (FCAW)bei diesen Anwendungen nahtlose Fülldrähte eingesetzt. DieFüllpulver in Innern des Drahtes sind dadurch keinerFeuchtigkeitsaufnahme ausgesetzt. Darüber hinaus werden nurRohstoffe mit niedrigem Feuchtigkeitsgehalt zur Füllpulverherstellungverwendet, so dass wenig diffusibler Wasserstoff gebildet wird.Auch bei Stabelektroden und Schweißpulvern wird durch denEinsatz von feuchteunempfindlichen Rohstoffen auf ein niedrigesNiveau an diffusiblem Wasserstoff geachtet.

Air Liquide Welding hat ein Programm an Zusatzwerkstoffen fürhochfeste Stähle entwickelt, das aus Stabelektroden,Fülldrähten und Draht-/Pulverkombinationen besteht. Die erstenSchritte bei dieser Entwicklung bestanden in der Untersuchungder chemischen Zusammensetzung des reinen Schweißguts.Danach wurden Schweißverbindungen hergestellt, um dasProduktverhalten an 690MPa Stählen zu prüfen. Abschließendwerden Erfahrungsberichte aus industriellen Anwendungenvorgestellt.

Schweißgut für 690 MPa

Alle Schweißgüter wurden mit folgendenParametern hergestellt: 42cm/minSchweißgeschwindigkeit, 1,9m/minDrahtvorschub, 29V, 525A, DC+,Wärmeeintrag 21,8kJ/cm undZwischenlagentemperatur 150°C.Drahtdurchmesser: 3,2 mm.

Der Makroschliff zeigt den Lagenaufbauder Schweißverbindung (Bild 5). Mankann die Zonen des Schweißguts, die voneiner danach geschweißten Raupebeeinflusst werden (angelassene Zonen =reheated areas) und die Zonen, dieunbeeinflusst bleiben (Zonen wie erstarrt= as solidified) unterscheiden.

Das Anlassen durch die folgenden bzw.angrenzenden Schweißraupen führt zueiner Verfeinerung des Mikrogefüges inden erneut erwärmten Zonen. DieseÄnderung im Gefüge hat erheblicheAuswirkungen auf die Zähigkeit. Wenn dieKerbe für die Charpy-V Probehauptsächlich in angelassenen Zonenliegt, ist die Energieabsorption höher alsbei Kerben in den unbeeinflussten “wieerstarrten” Zonen (Bild 6). Da dieZugfestigkeits-Probe im Gegensatz dazuein breiteres Gebiet umfasst, ist einesolche Differenzierung beim Zugversuchnicht möglich.

Bei der Entwicklung der Zusatzwerkstoffewurde die bestmögliche chemischeZusammensetzung zum Erreichen derStreckgrenze von 690MPa bei

ausreichendem Zähigkeitsniveau gewählt. Die Streckgrenze wirddurch Zugabe entsprechender Legierungselemente leicht erreicht.

Optimisation of these different parameters is discussedbelow, in particular welding procedure, chemistry balanceand impurity level control.

Cold cracking being a major issue when welding highstrength steels, flux cored wires for SAW and FCAWdesigned for these applications are seamless technologywires. The powders constituting the core of the wire are thusnot subjected to moisture pick-up. Moreover, raw materialsconstituting the flux are selected for their low moisturecontent, resulting in low diffusible hydrogen products.Lastly, the selection of basic filler materials is also motivatedby the low diffusible hydrogen level guaranteed by thisproduct family. Similar considerations as low moisture pick-up raw materials and basic products selections are appliedto SMAW electrodes and submerged-arc flux.

Air Liquide Welding has developed a range of weldingconsumables for HSS, constituted of SMAW electrodes, fluxcored wires and flux cored wire/flux combination. The firststep of the development of these filler materials consisted ofan investigation of the all weld metal deposit chemistry.Welded joints were then generated to evaluate thebehaviour of products on 690 MPa steels. Lastly, resultsfrom industrial experience are reported.

690 pure weld metal

All weld metal characterizations weremade with the following weldingparameters: 42 cm/min travel speed,1.9 m/min wire feed rate, 29 V, 525 A,DC+, heat input of 21.8 kJ/cm andinterpass temperature of 150 °C. Wirediameter is 3.2 mm.

In the macro section showing the beadsequence in the joint (Figure 5), theareas of the weld metal affected by asubsequent deposited weld bead(reheated areas) and not affectedareas (as-solidified areas) can bedistinguished.

The tempering induced by thefollowing adjacent weld pass causes amicrostructural refinement in thereheated areas. This structural changehas a pronounced effect on toughness.If the notch of the Charpy-V sample ismainly positioned in the reheatedareas, then the absorbed energy ishigher than the energy absorbed whenthe notch is located in the as-solidifiedareas (Figure 6). In contrast, as thesection of the tensile specimen coversa wide zone, no differentiation ispossible between as-solidified andreheated areas.

Filler material compositions have beendesigned to generate the bestchemical balance to match 690 MPawhile having a sufficient level oftoughness. Strength level is easily reached with an additionof alloying elements. General information about the effects

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Fig.5: Macrography of a joint welded with flux-coredwire / flux OP 121TTW in P690 steel(60° V-groove, 30 mm thickness)

Bild 5: Makroschliff einer Schweißnaht, hergestelltmit Fülldraht / Pulver OP 121TTW an P690 Stahl

(60° V-Naht, 30mm Dicke).

“as solidfied”areaswie erstarrteZone

“reheated”areaangelasseneZone

Temperature - Temperatur (°C)

-80 -60 -40-100

80100

0

120140

4020

60

as solidifiedreheated

Toug

hnes

s -

Zäh

igke

it (J

)

Influence of notch positionEinfluss der Kerblage

Fig.6: Influence of the notch position of the Charpy-Vspecimens in pure weld metal of flux-cored wireMOD 78 / OP 121TTW

Bild 6: Einfluss der Kerb-Position der Charpy-VProben im reinen Schweißgut beim Fülldraht MOD

78 / OP 121TTW

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Allgemeine Informationen dazu sind in Tabelle 1 zusammengefasst.Molybdän ist besonders effizient zur Verbesserung derStreckgrenze des Schweißguts, wirkt aber negativ auf die Zähigkeit.Die Legierungselemente müssen also fein abgestimmt werden, umdie richtige Balance zwischen Zähigkeit und Streckgrenze zuerreichen. Der Siliziumgehalt hat einen großen Einfluss auf dieSchweißeigenschaften des Produkts. Seine Benetzungseigenschaftenverbessern das Nahtaussehen und das Anfließen des Schweißguts anden Grundwerkstoff und erleichtern die Schlackentfernbarkeit.

Tabelle 1 - Wirkung verschiedener Legierungselemente bei hochfesten Stählen

Die Testergebnisse (Tabelle 2) zeigen, dass Nickel die Streckgrenzeerhöht und gleichzeitig positiv auf die Zähigkeit wirkt. Daher wurdeeiner chemische Zusammensetzung mit niedrigem Kohlenstoff-(0,06% zu 0,08%) und hohem Nickelgehalt (2,5% zu 2,1%) derVorzug gegeben.

Tabelle 2 - Chemische Zusammensetzung und mechanische Güteeigenschaftendes UP Schweißguts einer UP-Fülldraht-Kombination mit dem Pulver OP 121TTW

Anmerkung: bei der Zähigkeit entspricht “as” der unbeeinflussten (as solidified)und “rh” der angelassenen Zone (reheated area).

Allgemein kann man sagen, dass ein niedriger Sauerstoffgehalteine gute Zähigkeit im Schweißgut begünstigt. Sauerstoff ist in

Rohstoffen und Pulvern als Oxid enthalten.Eine optimierte Desoxidation soll zurSenkung des Sauerstoffgehalt imSchweißgut beitragen, wobei die Nahtformund die Schlackelöslichkeit nichtbeeinträchtigt werden sollen. DieDesoxidation erfolgt durch den basischenCharakter der Zusatzwerkstoffe. EineSenkung des Sauerstoffgehalts führt zueiner höheren Zähigkeit (Bild 7). Derniedrige Wert in der angelassenen Zonebei 240 ppm Sauerstoff könnte auf denrelativ niedrigen Nickelgehalt in dieserProbe zurückzuführen sein (2,1% zu 2,4%).

Ein wichtiger Faktor bei der Entwicklung der Schweißzusatzwerkstoffewar, die Verunreinigungen im Schweißgut so gering wie möglich zuhalten. Arsen, Antimon, Zinn, Phosphor und Schwefel sind alsVerunreinigungen in Rohstoffen, Bändern und Stäben enthalten.Diese Elemente wirken sich ungünstig auf die Zähigkeit aus. Daherwurde bei der Entwicklung darauf geachtet, Produkte mit so wenigVerunreinigungen wie möglich herzustellen, was durch eine

of alloying elements is given in Table 1. Molybdenum inparticular, is very efficient to strengthen the weld metal. Asthe effect is adverse on toughness, alloying additions haveto be fine tuned to obtain the right toughness/yield strengthbalance. Silicon level plays an important role in the productoperational performance. Its wetting characteristics willsmooth the weld bead/ weld metal interface and ease theslag detachability.

Table 1 - Effect of different alloying elements in high yield strength steels

Experimental results (Table 2) highlight that Nickel increasesyield strength but has also a positive effect on thetoughness level. As a result, a chemistry with a low Carbon(0.06% versus of 0.08%) and high Nickel (2.5% versus2.1%) has been preferred.

Table 2 - Chemical composition and mechanical properties of the pure SAWwelds of flux cored wires with OP 121TTW

Note: for toughness, “as” corresponds to the as solidified area, “rh” to the reheated area.

Generally speaking, low Oxygen content is favourablefor good toughness in the weld deposit. Oxygen is presentin raw material powders as oxides.Optimized deoxidation is set up in theconsumables to lower oxygen level inthe weld metal, while keeping goodweld bead shape and slagdetachability. Deoxidation is providedby the basic character of the fillermaterials. A decrease in Oxygencontent results in an increase intoughness (Figure 7). The low valueobtained in the reheat zone whenOxygen is at 240 ppm may be due tothe comparatively low Nickel content(2.1% versus 2.4%) of this sample.

An important key issue in the development of weldingconsumables has been to decrease impurities in the weldmetal. Arsenic, Antimony, Tin, Phosphorus and Sulphur areseen as impurities in raw material powders, strip and steelrod. All these elements are not favourable for toughness.Consequently, special care was taken in developingproducts with as low levels of impurities as possible. This

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Oxygen - Sauerstoff (ppm)

240 260 280 300220 340320

140

60

100

80

120

Kv -40 °C (J) - asKv -40 °C (J) - rh

Toug

hnes

s -

Zäh

igke

it (J

)

Fig.7: Influence of Oxygen level on toughness in pureSAW welds of flux cored wires with OP 121TTW

Bild 7: Einfluss des Sauerstoffgehalts auf dieZähigkeit im Schweißgut einer UP-Fülldraht-

Kombination mit OP 121TTW

Alloying Element Positive action Negative actionC Hardening Carbo-nitrides & PrecipitationSi Hardening & wetting Precipitation kinetic

Mn Hardening Temper embrittlement kinetic afterpost weld heat treatment (PWHT)

Cr Hardening Carbo-nitrides & PrecipitationMo Hardening Carbo-nitrides & PrecipitationNi Hardening & toughness

Formula MOD 76 MOD 76B MOD 78%C 0.078 0.059 0.062%Si 0.4 0.36 0.31%Mn 1.45 1.58 1.43%Cr 0.26 0.47 0,36%Mo 0.47 0.36 0,44%Ni 2.1 2.5 2.6O / N (ppm) 240 / 39 270 / 50 280 / 49Rp 0.2 (MPa) 729 743 769Rm (MPa) 802 822 809A% 20.3 18.8 20

Kv (J)

-40 °C - as 108 85 --40 °C - rh 114 133-60 °C - as 75 50 77-60 °C - rh 86 108 125

Legierungselement Positive Wirkung Negative WirkungC Härte Carbo-Nitride & AusscheidungenSi Härte & Benetzung Ausscheidungskinetik

Mn Härte Anlassversprödung, Kinetik nachWärmenachbehandlung (PWHT)

Cr Härte Carbo-Nitride & AusscheidungenMo Härte Carbo-Nitride & AusscheidungenNi Härte & Zähigkeit

Formula MOD 76 MOD 76B MOD 78%C 0.078 0.059 0.062%Si 0.4 0.36 0.31%Mn 1.45 1.58 1.43%Cr 0.26 0.47 0,36%Mo 0.47 0.36 0,44%Ni 2.1 2.5 2.6O / N (ppm) 240 / 39 270 / 50 280 / 49Rp 0.2 (MPa) 729 743 769Rm (MPa) 802 822 809A% 20.3 18.8 20

Kv (J)

-40 °C - as 108 85 --40 °C - rh 114 133-60 °C - as 75 50 77-60 °C - rh 86 108 125

May 2009 - Mai 2009

19

sorgfältige Kontrolle der Reinheit von Rohstoffen, Bändern undStäben für die Herstellung der Zusatzwerkstoffe erreicht wurde.

Vanadium und Stickstoff können ebenfalls als Verunreinigungen inRohstoffen vorliegen und werden bei der Auswahl der Rohstoffeentsprechend betrachtet. Außer dem Grundwerkstoffeinfluss sind dieSchweißbedingungen wie Lichtbogenstabilität und Lichtbogenlängedie wesentlichen Parameter, die den Vanadium- und Stickstoffgehaltin den Schweißverbindungen bestimmen.

Untersuchung von Verbindungen für 690 MPaZur Festlegung der Air Liquide Welding Empfehlung wurdenSchweißverbindungen an P690 Stahl im UP-Verfahren hergestellt.Folgende Schweißparameter wurden verwendet: 42cm/minSchweißgeschwindigkeit, 1,9m/min Drahtvorschubgeschwindigkeit,29V, 525A, DC+, Wärmeeintrag 21,8kJ/cm und Zwischenlagen-temperatur 150°C. Drahtdurchmesser 3,2mm.

Die chemische Zusammensetzung in einer Schweißnaht wirdnicht nur durch die Zusatzwerkstoffe, sondern auch durch denGrundwerkstoff bestimmt. In unserem Beispiel besteht dieSchweißnaht im Wurzelbereich zu mehr als 50% ausaufgeschmolzenem Grundwerkstoff (Bild 5). Dadurch zeigtdie Wurzelnaht eine Vermischung mit Vanadium und Kohlenstoffaus dem Grundwerkstoff und einen starken Verlust an Nickel(Tabelle 3). Der obere Teil der Naht hat eine Zusammensetzung,die dem reinen Schweißgut nahe kommt. Trotzdem ist derVanadiumgehalt höher als bei der Probe des reinen Schweißguts.Der Anstieg des Kohlenstoffgehalts erhöht die Zugfestigkeit.

Tabelle 3 - Einfluss der chem. Zusammensetzung des Grundwerkstoffs auf dieNahteigenschaften (Nahtvorbereitung wie in Bild 5)

Anmerkung: Position der Charpy-V Proben immer in der unbeeinflussten Zone(as solidified).

Weitere Verbindungen wurden mitStabelektroden in PF Position an P690QLBlechen hergestellt. Eine erste Nahtwurde mit einer Elektrode in Ø3,2mmFormel L-037 geschweißt und einerElektrode in Ø4mm Formel L-036, in derLagenfolge wie in Bild 8 beschrieben.Schweißparameter: 90 / 120A beiØ3,2 / 4mm Elektroden, 17-25kJ/cmSchweißenergie, Vorwärmtemperatur120°C, Zwischenlagentemperatur 150°Cund Wärmebehandlung 150°C.

Wie aus Tabelle 4 ersichtlich,unterscheidet sich die chemischeZusammensetzung der Proben des

could be achieved through a careful control of the purity ofraw material powders, strip and steel rods used for theproduction of the welding products.

Vanadium and Nitrogen can also be raw material impurities,and are treated as such by selecting pure raw materials.However, contribution of the base material, weldingconditions such as arc stability and arc length are the mainparameters controlling Vanadium and Nitrogen levels inthe joints.

Discussion of 690 jointsJoints on P690 steel were realized in SAW to characterizethe Air Liquide Welding solution. The following weldingparameters were used: 42 cm/min travel speed, 1.9 m/minwire feed rate, 29 V, 525 A, DC+, heat input of 21.8 kJ/cmand interpass temperature of 150 °C. Wire diameter is 3.2 mm.

The fused weld metal chemical composition in a weldedjoint is defined not only by the welding consumables butalso by the plate material. In our example, the solidifiedmetal in the root area consists of more than 50% of fusedplate material (Figure 5). As such, the root pass chemicalcomposition shows a contamination by Vanadium andCarbon coming from the plate and a severe loss of Nickel(Table 3). The top part of the weld has a composition closerto the pure weld metal; nevertheless the Vanadiumcontent is greater than the all weld metal sample.The increase of the carbon concentration increases thetensile strength.

Table 3 - Influence of base metal chemical composition on joint properties(weld preparation as in Figure 5)

Note: notch position of the Charpy-V specimens always in the as solidified area.

Welded joints were also prepared onP690QL plates using SMAW electrodesin the PF position. As such, a first jointwas prepared using the L-037Ø 3.2 mm and the L-036 Ø 4 mmelectrodes, according to the beadsequence described in Figure 8.Welding parameters were 90 / 120 A forØ 3.2 / 4 mm electrodes, 17-25 kJ/cmwelding energy, preheating temperatureof 120 °C, interpass temperature of150 °C and soaking at 150 °C.

As seen in Table 4, the chemicalcompositions of pure weld metalsamples and the corresponding joints

Base metal Pureall weld metal

Jointcap root

C 0.123 0.062 0.068 0.082Si 0.3 0.31 0.35 0.32Mn 0.81 1.4 1.43 1.12Cr 0.63 0.25 0.36 0.45Mo 0.43 0.44 0.48 0.47Ni 0.9 2.62 2.43 1.87V 0.053 0.004 0.015 0.028O / N 23 / 53 280 / 49 261 / 53 229 / 58

StrengthTs (MPa) 809 835Ys (MPa) 769 762

A% 20 17.5

Toughness(J)

-20 °C - 90 54-60 °C 77 92 59-80 °C 55 59 44

Grund-werkstoff

ReinesSchweißgut

VerbindungDeckl. Wurzel

C 0.123 0.062 0.068 0.082Si 0.3 0.31 0.35 0.32Mn 0.81 1.4 1.43 1.12Cr 0.63 0.25 0.36 0.45Mo 0.43 0.44 0.48 0.47Ni 0.9 2.62 2.43 1.87V 0.053 0.004 0.015 0.028O / N 23 / 53 280 / 49 261 / 53 229 / 58

Streck-grenze

Ts (MPa) 809 835Ys (MPa) 769 762

A% 20 17.5

Zähigkeit(J)

-20 °C - 90 54-60 °C 77 92 59-80 °C 55 59 44

n°1 Ø3.2

n°2 Ø3.2

n°3 Ø4.0

n°4.1 Ø4.0

n°5.1 Ø4.0

n°6.1 Ø4.0n°6.2 Ø4.0

n°7.2 Ø4.0 n°7.1 Ø4.0n°6.3 Ø4.0

n°7.3 Ø4.0

n°8.2 Ø4.0 n°8.1 Ø4.0n°8.3 Ø4.0

n°4.2 Ø4.0

n°5.2 Ø4.0

P690 STEEL

60° V-groove

550 mm length

110 mm 4 mm gap

3 mm root face

30 mmthickness

Fig.8: Layer build-up / electrode sequence of 1st jointusing 690MPa electrodes

Bild 8: Lagenaufbau / Elektrode Folge von 1.Verbindung mit 690MPa Elektroden

May 2009 - Mai 2009

are significantly different. Again, dilution of the base metalinto the weld pool partly explains such differences. Theincrease of Vanadium in the root pass accounts for thedilution originating from the base metal. When comparingthe chemical analysis of the root zone with that of the capzone, it can be seen that the dilution in the cap is lower.

reinen Schweißguts deutlich von der Analyse der entsprechendenSchweißverbindungen. Auch hier erklären sich die Unterschiedezum Teil aus der Aufmischung des Grundwerkstoffs. Der Anstiegdes Vanadiumgehalts in der Wurzellage ist auf die Verunreinigungaus dem Grundwerkstoff zurückzuführen. Beim Vergleich derZusammensetzung von Wurzel- und Decklage erweist sich dieDecklage als weniger verunreinigt.

The Carbon content measured over the first joint isunexpectedly high compared to the all weld metal sample,remaining almost unchanged from the root to the cap region.The PF/3G1 position of the joint required a lower current thanthe PA/1G position of the pure weld metal (120 A vs. 160 A).This lower current was responsible for the increase in carbontransfer in the weld metal. Consequently, formulation changeswere made to L-036 formula to reduce its sensitivity to currentvariations, resulting in the L-039 formula.

The PF position is also the reason for higher Nitrogenconcentrations in the first joint. The reverse side of thepenetration pass in the root region is only hardly protectedby gases generated by the electrode coating fusion. TheNitrogen level, therefore, becomes higher due to a dilutioneffect from the penetration pass up to the cap region. Also,contact with the ambient air unavoidably induces Nitrogenpick-up throughout the joint preparation as a chimney effecttakes the protective atmosphere away from the metal. As aconsequence, Nitrogen pollution in the weld metaldecreases the toughness level. In contrast, in the flatposition (PA, PB) the Nitrogen pick-up would be lower andhence the toughness higher. The PF position chosen herethus appears as a worst-case scenario. For the second andthird joint, a modified welding sequence was run to createmore re-heated weld metal. The re-heated weld metalexhibits indeed better toughness than the as solidified one(Figure 9).

Der Kohlenstoffgehalt, der in der ersten Verbindung gemessenwurde, ist im Vergleich zum reinen Schweißgut unerwartet hochund bleibt von der Wurzel bis zum Deckbereich fast unverändert.Die PF/3G1 Position macht einen niedrigeren Strom erforderlichals die PA/1G Position beim Erstellen des reinen Schweißguts(120A zu 160A). Der niedrigere Strom war verantwortlich für denstärkeren Kohlenstofftransfer in das Schweißgut. Deshalb wurdedie Formel L-036 modifiziert, um sie beständiger gegenStromänderungen zu machen. Daraus entstand die L-039 Formel.

Die PF Position ist auch die Ursache für höhere Stickstoffkonzen-trationen in der ersten Verbindung. Die Unterseite der Wurzellagewird kaum von Gasen geschützt, die beim Verbrennen derElektrodenumhüllung entstehen. Der hohe Stickstoffgehalt in derWurzel führt aufgrund der Aufmischung auch noch imDecklagenbereich zu leicht erhöhten Stickstoffwerten im Vergleichzum reinen Schweißgut. Außerdem führt Kontakt mit derUmgebungsluft unweigerlich zu einer Stickstoffaufnahme währenddes gesamten Lagenaufbaus, da ein Kamineffekt das Schutzgasvon der Naht wegzieht. In der Folge senkt der zunehmendeStickstoffgehalt im Schweißgut die Zähigkeit. Im Gegensatz dazuist die Stickstoffaufnahme in normaler Position (PA, PB) geringerund die Zähigkeit entsprechend höher. Die hier gewählte PFPosition stellt also den ungünstigsten Zustand dar. Für die zweiteund dritte Verbindung wurde ein anderer Lagenaufbau gewählt,um einen höheren Anteil an angelassenem Gefüge zu erzielen. Daserneut erhitzte Schweißgut hat tatsächlich bessere Zähigkeitswerteals das unbeeinflusste (as solidified) (Bild 9).

20

Table 4: Influence of base metal chemical composition on weldment properties,from all weld metal samples to welded joints using SMAW Ø 4 mm L-036, L-039 and L-078 formulae

Tabelle 4: Einfluss der chemischen Zusammensetzung des Grundwerkstoffs auf die Eigenschaften der Schweißverbindung,Vergleich reines Schweißgut zu Verbindungen hergestellt im Elektrodenhandschweißverfahren (SMAW) mit Ø4mm L-036, L-039 und L-078 Formel

L-037Ø 3.2 mm L-036 Ø 4 mm L-039 Ø 4 mm L-078 Ø 4 mm

Basemetal

Grund-werkstoff

Pure allweld metal

ReinesSchweißgut

Pure allweld metal

ReinesSchweißgut

First jointErste Naht

Pure allweld metal

ReinesSchweißgut

Second jointZweite Naht

Pure allweld metal

ReinesSchweißgut

Third jointDritte Naht

CapDeckl.

RootWurzel

CapDeckl.

MiddleMitte

RootWurzel

CapDeckl.

MiddleMitte

RootWurzel

C 0.123 0.056 0.056 0.08 0.077 0.064 0.074 0.07 0.067 0.062 - 0.087 -

Si 0.29 0.37 0.38 0.41 0.3 0.38 0.42 0.4 0.34 0.4 - 0.44 -

Mn 0.81 1.43 1.3 1.35 1.27 1.31 1.36 1.3 1.32 1.42 - 1.54 -

Cr 0.64 0.27 0.26 0.28 0.3 0.27 0.27 0.28 0.33 0.26 - 0.3 -

Mo 0.42 0.39 0.42 0.43 0.41 0.43 0.41 0.43 0.39 0.40 - 0.42 -

Ni 0.96 2.34 2.56 2.71 2.17 2.67 2.63 2.53 2.08 2.56 - 2.51 -

V 0.051 0.01 0.01 0.011 0.015 0.01 0.013 0.01 0.015 0.009 - 0.013 -

O (ppm) - 380 390 310 390 360 330 330 390 340 290 310 340

N (ppm) 49 77 78 88 130 69 110 113 140 90 113 121 200

StrengthAs weldedStreckgrenzeunbehandelt

Ts (MPa) 811 788 814 784 801 786 822

Ys (MPa) 779 732 749 719 732 719 764

A% 17.4 18.4 16.2 20 18.6 20 18.5

Toughness (J)As welded

Zähigkeit (J)unbehandelt

-20 °C - - - 68 - 88 - 77 - 92 116 75

-40 °C 114 96 61 47 98 66 98 54 91 61 89 51

-60 °C 91 53 44 37 76 34 - 37 80 46 66 19

-80 °C 73 - 29 - 69 - - - 56 43 42 21

May 2009 - Mai 2009

21

Die Zusammensetzung der zweitenVerbindung weist Kohlenstoffkonzen-trationen von 0,067-0,074% im Vergleichzu 0,075-0,080% in der ersten auf undzeigt damit die Formelverbesserung derL-039 im Vergleich zur L-036 durchAnpassung der Rohstoffe in derElektrodenumhüllung. Eine Verbesserungder mechanischen Eigenschaften konntebei der zweiten Verbindung ebenfallserreicht werden und zwar vor allem imWurzelbereich. Interessant ist auch, dassder Wert im Bereich der Nahtmittedeutlich höher ist als im Wurzel- undDeckbereich, vor allem in unbehan-deltem Zustand. Das Vorliegen eines

größeren Anteils an angelassenem Gefüge in der Nahtmitte, wiein Bild 9 zu sehen, ist zweifellos die Erklärung einer solchenSteigerung der Zähigkeit.

Die neueste Formel L-078 aus Tabelle 4 wurde mit dem Zielentwickelt, den Sauerstoffgehalt im Schweißgut zu senken undden Mn-Anteil zu erhöhen. Die niedrigeren Zähigkeitswerte imWurzelbereich sind wahrscheinlich auf eine höhereVerunreinigung mit Stickstoff zurückzuführen.

Diese Untersuchung der verschiedenen Legierungenermöglichte die Verbesserung bestehender Formeln fürStabelektroden und Draht-/Pulverkombinationen für P690QLStahl. Die mechanischen Eigenschaften erreichen ein gutesNiveau, vorausgesetzt der Lagenaufbau garantiert einenmaximalen Anteil an angelassenem Gefüge und es wird daraufgeachtet, den Lichtbogen so kurz wie möglich zu halten, um dieStickstoffaufnahme zu minimieren, vor allem wenn inZwangslagen geschweißt wird.

UP-Schweißen der Standbeinevon HubbohrinselnHubbohrinseln bestehen aus gezahntenBlechen, die beidseitig mit aufge-schweißten Halbschalen verstärkt werden.Das Schweißen ist also ein kritischesVerfahren beim Bau dieser Komponenten.Das Verbinden der Versteifungen mit denBlechen und der Bleche untereinanderwurde mit der Draht-/PulverkombinationFluxocord 42 / OP 121TTW ausgeführt.Das hochreine basische Pulver erzeugt einSchweißgut mit niedrigem Sauerstoffgehaltund geringer Verunreinigung. Der üblicheGehalt an diffusiblem Wasserstoff von2,5ml/100g Schweißgut führt zu rissfreiemSchweißgut.

Der für Versteifung und Blech verwendeteGrundwerkstoff entspricht der QualitätA517F CR, Dicke 127mm und 193,5mm.Schweißparameter: 53cm/min Schweiß-geschwindigkeit, 29V, 570A, DC+,Wärmeeintrag 19kJ/cm, Zwischenlagen-temperatur 170°C, Vorwärmtemperatur125°C und Nachbehandlung bei 200°C für2 h. Schweißposition: 1G. Schweißstelleund Nahtvorbereitung sind in Bild 10 undBild 11 dargestellt.

The composition of the second jointexhibits Carbon concentrations of0.067-0.074% compared to 0.075-0.080% for the first one, demonstratingthe improvement of the L-039 formulacompared to the L-036 through fluxingredients adjustments in the electrodecoating. An improvement of mechanicalproperties could also be obtained inthe second joint, particularly in the rootregion. Interestingly also, the valueobtained in the mid-thickness region issignificantly higher than thosemeasured both in the root and the capregions, particularly in the as-weldedcondition. The presence of a higherproportion of reheated structure in the mid-thickness region,as shown in Figure 9, is undoubtedly of prime importance toexplain such an increase in toughness.

The latest formula L-078 presented in Table 4 wasdeveloped targeting a reduction in weld metal oxygencontent and an increase in Mn%. The lower value observedin the root area is probably due to the high Nitrogencontamination.

This study of chemical variations makes it possible toimprove the existing formulation for SMAW electrodes andwire/flux combination for P690QL steel. A good level ofmechanical properties is obtained, providing that the layerbuilt-up guarantees a maximum of re-heated weld metaland that care is taken to maintain as short an arc aspossible in order to minimize Nitrogen pick-up, in particularwhen welding out-of-position is to be performed.

SAW welding of jack-up rig legs

Jack-ups consist of toothed rackswith reinforcements in the shape ofhalf-shells welded on each side of thetoothed rack faces. Welding thusappears as a critical operation in themanufacture of these sections. Chordto rack and rack to rack welding havebeen realized with the Fluxocord 42 /OP 121TTW combination. The highlypure and basic flux provides a lowOxygen/low impurity weld deposit. Adiffusible hydrogen of typically 2.5 ml /100 g deposit metal leads to crack-free weld metal.

The chord to rack joint is designed witha A517F CR base material, thicknesses127 mm and 193.5 mm. Weldingparameters were 53 cm/min travelspeed, 29 V, 570 A, DC+, heat input of19 kJ/cm, interpass temperature of170 °C, preheating temperature of125 °C and a post-heating of 200 °C /2 hours. The welding is done in the 1Gposition. Weld location and jointpreparation are given in Figures 10 andFigure 11.

700 mm length

n°1 Ø3.2

n°2 Ø3.2

n°3.1 Ø3.2

n°3.2 Ø3.2

n°4.1 Ø4.0

n°5.1 Ø4.0

n°6.1 Ø4.0

n°7.2 Ø4.0n°7.1 Ø4.0

n°6.2 Ø4.0

n°7.3 Ø4.0n°8.2 Ø4.0 n°8.1 Ø4.0n°8.3 Ø4.0

n°4.2 Ø4.0

n°5.2 Ø4.0

P690 STEEL

60° V-groove

110 mm 4 mm gap

3 mm root face

30 mmthickness

Fig.9: Layer build-up / electrode sequence of 2nd and3rd joints using 690 MPa electrodes

Bild 9: Lagenaufbau / Elektroden Folge von 2.und 3. Verbindung mit 690MPa Elektroden

127 mm

3 mm

15°

40°193.5 mm

Fig.11: Rack to chord weld preparation

Bild 11: Nahtvorbereitung Blech-Versteifung

Rack to chord weld

Rack

Chord

Fig.10: Rack to chord weld location

Bild 10: Schweißnaht Blech-Versteifung

May 2009 - Mai 2009

Non destructive testing is an 100% ultrasoniccontrol. Transverse tensile specimen, toughnesssamples and hardness measurementwere performed on the joint. The transversetensile specimen broke in the base materialzone. Toughness sampling and results at-60 °C as well as hardness values are given inFigure 12, Table 5 and Table 6.

Table 5 - Toughness values at -60 °C

Table 6 - Hardness values Hv10

The rack to rack joint is designed with a SE700base material, thickness 210 mm. Weldingparameters were 55cm/min travel speed, 30-31.5 V, 550-700 A, DC+, heat input of 18-24 kJ/cm, interpasstemperature of 200 °C, preheating temperature of 100 °Cand a post-heating of 200 °C / 2 hours. The welding is donein the 1G position. The joint was completed with about 150runs (Figure 13).

The transverse tensile specimen broke in the base materialzone. Longitudinal tensile specimens were machined in theweld metal, in the cap area and 1/4 thickness area. Resultsare respectively Rp0.2 800 MPa, Rm 880 MPa, and Rp0.2790 MPa, Rm 850 MPa. Toughness results at -60 °C andhardness profile are given in Table 7 and Figure 14.

The Air Liquide Welding product range for HSS welding iscompleted by an SMAW electrode Tenacito 80CL and a fluxcored wire Fluxofil 42LT.

Table 7 - Toughness values at -60 °C

Die Naht wird durch Ultraschall zu 100% geprüft.Querproben für die Zugfestigkeit, Proben fürZähigkeits- und Härtemessungen wurden an derNaht entnommen. Die Zugproben brechenim Grundwerkstoffbereich. Die Lage derKerbschlagproben und Ergebnisse bei -60°Csowie die Härtewerte sind in Bild 12, Tabelle 5 undTabelle 6 zusammengefasst.

Tabelle 5 - Zähigkeit bei -60°C

Tabelle 6 - Härtewerte Hv10

Für die Blech-Blech-Verbindung wird ein SE700Grundwerkstoff, Dicke 210mm, verwendet. Schweiß-parameter: 55cm/min Schweißgeschwindigkeit,

30-31.5V, 550-700A, DC+, Wärmeeintrag 18-24kJ/cm,Zwischenlagentemperatur 200°C, Vorwärmtemperatur 100°C undWärmenachbehandlung bei 200°C für 2 h. Schweißposition: 1G.Die Naht wurde mit ca. 150 Lagen fertig gestellt (Bild 13).

Die Querzugproben brechen im Grundwerkstoffbereich.Längsproben wurden aus dem Schweißgut der Decklage undbei ¼ Stärke der Naht hergestellt. Die Werte lagen bei Rp0.2800MPa, Rm 880MPa und Rp0.2 790MPa, Rm 850MPa. DieZähigkeit bei -60°C und die Härte sind in Tabelle 7 und Bild 14zusammengefasst.

Das Air Liquide Welding Produktprogramm zum Schweißen vonhochfesten Stählen wird vervollständigt durch die StabelektrodeTenacito 80CL und den Fülldraht Fluxofil 42LT.

Tabelle 7 - Zähigkeit bei -60°C

FL+5

FL+5

FL

WM

WM FL

FL+5

FL+2

Fig.12: Toughness samplingscheme

Bild 12: Probenlage derISO-V-Proben

1

3

4

2

333

11

Fig.13: Rack to rack weldpreparation

Bild 13: Blech-BlechVerbindung

Distance - Verlauf (mm)

20 40 60 800 100

330

350

370

250

390

410

430

290

270

310

Fig.14: Hardness profile Hv10

Bild 14: Härteprofil Hv10

Position Single values (J) Average (J)

Cap

WM 100 96 106 101

FL 95 72 90 86

FL + 2 135 100 115 117

FL + 5 91 92 86 90

Root

WM 89 80 70 80

FL 106 94 106 102

FL + 2 85 95 150 110

FL + 5 50 50 55 52

Position BM HAZ WM HAZ BM

Cap1mm belowcap surface

274264254

360410413

317309309

383390357

297285292

Root1mm aboveroot surface

270250274

376345336

330330317

309330317

281279274

Probenlage BM HAZ WM HAZ BM

Deckl.1mm unter

oberer Decklage

274264254

360410413

317309309

383390357

297285292

Wurzel1 mm unter

unterer Decklage

270250274

376345336

330330317

309330317

281279274

Probenlage Einzelwert (J) Mittelwert (J)

Deckl.

WM 100 96 106 101

FL 95 72 90 86

FL + 2 135 100 115 117

FL + 5 91 92 86 90

Wurzel

WM 89 80 70 80

FL 106 94 106 102

FL + 2 85 95 150 110

FL + 5 50 50 55 52

Position Single values (J) Average (J)

Cap

WM 86 96 74 85

FL 124 112 92 109

FL + 2 104 106 112 107

FL + 5 146 120 88 118

T/4

WM 118 156 132 135

FL 152 152 176 160

FL + 2 122 134 170 142

FL + 5 82 66 66 71

T/2

WM 66 66 62 65

FL 62 48 54 55

FL + 2 118 84 82 95

FL + 5 62 56 50 56

Probenlage Einzelwert (J) Mittelwert (J)

Deckl.

WM 86 96 74 85

FL 124 112 92 109

FL + 2 104 106 112 107

FL + 5 146 120 88 118

T/4

WM 118 156 132 135

FL 152 152 176 160

FL + 2 122 134 170 142

FL + 5 82 66 66 71

T/2

WM 66 66 62 65

FL 62 48 54 55

FL + 2 118 84 82 95

FL + 5 62 56 50 56

22

May 2009 - Mai 2009

Base metal Pure allweld metal

C 0.141 0.063Si 0.18 0.42Mn 1.30 1.49P 0.007 0.011S 0.001 0.004Cr 0.31 0.25

Base metal Pure allweld metal

Mo 0.57 0.49Ni 4.26 2.84V 0.031 0.004Nb 0.001 0.001O / N - 300 / 81

Grund-werkstoff

ReinesSchweißgut

C 0.141 0.063Si 0.18 0.42Mn 1.30 1.49P 0.007 0.011S 0.001 0.004Cr 0.31 0.25

Grund-werkstoff

ReinesSchweißgut

Mo 0.57 0.49Ni 4.26 2.84V 0.031 0.004Nb 0.001 0.001O / N - 300 / 81

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WELDING SOLUTIONSFOR 830 MPa STEELSAs discussed in the previous part, 690 MPa steels are currentlyused in the manufacture of jack-ups for self-lifting platforms inoffshore oil exploration. In order to further increase theperformance of the steel for structural applications, Industeelhas developed a new steel, Superelso 830, with a yieldstrength over 830 MPa, for as-welded applications [7].Interestingly, this new quenched-tempered, hot rolled steelfeatures a level of toughness of 50J at -60 °C throughout thewhole thickness of the plate (89 and 160 mm thicknesses). Acollaboration between Industeel / Air Liquide Welding wasestablished to develop a welding solution adapted to this steeland meet the performance requirements of designers. Twosolutions are proposed: SAW and SMAW, a solution consistingof a consumable and a welding procedure. This collaborationled to the characterization of a submerged-arc flux coredwire/flux combination and covered electrodes specificallydeveloped and adapted to the new 830 MPa steel grade. Theweldability of the material was then characterized in order tomake sure the implementation and welding of these newproducts were feasible in comparison with the traditionalprocedure using the former steel of lower strength.

SAW solutionAir Liquide Welding has developed a flux cored wire and awelding procedure for the welding of the Industeel steel,Superelso 830. The key issues in the development of awelding consumable adapted to a 830 MPa steels are aboutthe same as for the 690 MPa steels. Alloying elements(Nickel, Chromium, Molybdenum) are added to increase themechanical properties of the weld. In return toughnessvalues are degraded. Chemical composition has to beoptimized to obtain the right toughness / yield strengthbalance and special care must be taken to ensure anadequate toughness level, as detailed in the first part (to usea highly basic flux to ensure a low Oxygen level, toguarantee a low hydrogen level, ...).

A flux cored wire, Fluxocord 83, has been developed indiameter 3.2 mm. An all weld metal and a joint have beenwelded with this wire and with the same basic flux as for690 MPa steels, OP121TTW.

They were made with the following welding parameters:55 cm/min travel speed, 30 V, 550 A, DC+, heat input of18.1 kJ/cm, preheat temperature of 120 °C, interpasstemperature of 170 °C and soaking treatment 250 °C / 2h.The dimensions of the plates were 1000 x 350 x 160 mm.

The chemical analysis is given in Table 8. It can be notedthat the balance of chemical analysis is not the same as withconsumables for 690 MPa steels. A higher yield strength isobtained due to a higher nickel content.

Table 8 - Chemical analysis of base material and pure all weld metal for SAWon E830 steel

SCHWEIßTECHNISCHE LÖSUNGENFÜR 830MPa STÄHLEWie im oberen Teil dargestellt, werden zurzeit 690MPa Stähle fürden Bau von Hubbohrinseln für die Offshore-Ölförderungverwendet. Um die Stähle für den Stahlbau noch effizienter zumachen, hat Industeel einen neuen Stahltyp entwickelt:Superelso 830, mit einer Streckgrenze von über 830MPa, fürAnwendungen, bei denen nicht geglüht wird. Interessanterweisebesitzt dieser vergütete, warmgewalzte Stahl über die gesamteBlechdicke (89 und 160mm Dicke) ein Zähigkeitsniveau von 50Jbei -60°C. Eine Kooperation Industeel / Air Liquide Weldingwurde gebildet, um eine schweißtechnische Lösung zuentwickeln, die diesem Stahl angepasst ist und dieAnforderungen der Konstrukteure erfüllt. Zwei Lösungen wurdenvorgeschlagen: UP- und Elektrodenhandschweißverfahren,wobei jede Lösung sowohl den Zusatzwerkstoff als auch dasVerfahren beschreibt. Die Zusammenarbeit führte zu einerentsprechenden UP-Draht-/Pulverkombination und einerStabelektrode zum Schweißen des neuen 830MPa Stahltyps. Inder Folge wurden die Verarbeitungseigenschaften dieserProdukte geprüft, um sicherzustellen, dass das Verschweißen derneuen Materialien, im Vergleich zum traditionellen Verfahren mitdem früheren Stahltyp mit geringerer Streckgrenze, machbar ist.

UP-LösungAir Liquide Welding hat einen Fülldraht entwickelt und dieTechnologie zum Schweißen des Industeel Superelso 830festgelegt. Die wichtigsten Punkte bei der Entwicklung einesSchweißzusatzwerkstoffes, der dem 830MPa Werkstoff angepasstist, entsprechen im Wesentlichen denen, die für den 690MPagalten. Bestimmte Elemente (Nickel, Chrom, Molybdän) werdenzulegiert, um die Festigkeitseigenschaften der Schweißnaht zuverbessern, was meist zu einer Verschlechterung der Zähigkeit führt.Die chemische Zusammensetzung muss dann optimiert werden,um die bestmögliche Zähigkeit bei ausreichender Streckgrenze zuerzielen. Wie ein gutes Zähigkeitsniveau zu erreichen ist, wurdebereits im ersten Teil genauer beschrieben (Verwendung einesbasischen Pulvers, um einen niedrigen Sauerstoffgehalt zu erzieleneinen niedrigen Wasserstoffgehalt zu garantieren, etc. ).

Die Entwicklung führte zum Fülldraht Fluxocord 83 imDurchmesser 3,2mm. Es wurden ein Schweißgut und eineVerbindung mit diesem Draht hergestellt und zwar mit demselbenbasischen Pulver wie beim 690MPa Stahl: OP121TT/W.

Schweißparameter: 55cm/min Schweißgeschwindigkeit, 30V,550A, DC+, Wärmeeintrag 18.1kJ/cm, Vorwärmtemperatur120°C, Zwischenlagentemperatur 170°C und Nachbehandlungbei 250°C für 2h. Blechabmessungen: 1000 x 350 x 160mm.

Tabelle 8 zeigt die chemische Analyse. Es ist festzustellen, dassdie Einstellung der chemischen Analyse eine andere ist als beiden Zusätzen für 690 MPa Stähle. Durch den höherenNickelgehalt wird eine höhere Streckgrenze erreicht.

Tabelle 8 - Chemische Analyse von Grundwerkstoff und reinem Schweißgut, UP-Verfahren an E830 Stahl.

May 2009 - Mai 2009

Table 9 summarizes mechanical properties obtained in thejoint in comparison with those of the pure weld metal. Onecan note that a yield strength well above 830 MPa wasguaranteed in the weld metal, as well as an ultimate tensilestrength above 870 MPa and an average toughness levelabove 47 J at -60 °C.

Interesting to note is that toughness values are higher forthe root pass of the 830 MPa joint than for the root pass ofthe 690 MPa joint. This can be explained by a differentchemical composition of the base material. The Nickelcontent is very high (4.26%) so the dilution does notdecrease its content in the weld metal. The Vanadiumcontent is lower (0.031% against 0.053%) and the impuritieslevel is low.

Table 9 - Mechanical properties of the pure all weld metal vs joint for SAW onE830 steel

Note: for toughness “as” corresponds to the as solidified area, “rh” to the reheated area.

SAW solutionAir Liquide Welding also proposes a solution to weldthe steel Superelso 830 with covered electrodes. Apure weld metal and a joint have been welded with theelectrode Tenacito 83 (diameter 3.2 and 4 mm) in PC/2Gwelding position (Figure 15). The welding parameters werethe following: 10-20 cm/min travel speed, 110-150 A,DC+, heat input of 15.9 kJ/cm,preheat temperature of 120 °C,interpass temperature of 150 °C andsoaking treatment 250 °C / 2h. Thedimensions of the plate were 1500 x350 x 160 mm.

Toughness values measured from weldmetal to base plate on both sides andcentre of joint are represented in Figure 16.This figures show that toughnessvalues in the HAZ and in the basematerial are good. Chemical analysisand mechanical properties obtained in thejoint are reported in Table 10 andTable 11, in comparison with those ofthe pure weld metal.

Table 10 - Chemical analysis of the base materialand the pure all weld metal for SMAW on E830 steel

* Ø 4 mm electrode

Tabelle 9 stellt die mechanischen Gütewerte aus derSchweißverbindung denen des reinen Schweißguts gegenüber.Man kann sehen, dass eine Streckgrenze von deutlich über830MPa im Schweißgut gewährleistet ist und eine Zugfestigkeitvon über 870MPa erreicht wird. Die durchschnittliche Zähigkeitliegt über 47J bei -60°C.

Interessant ist, dass die Zähigkeitswerte der Wurzelschweißungam 830MPa Stahl höher sind als die am 690MPa Stahl. Dieserklärt sich durch die unterschiedliche Zusammensetzung desGrundwerkstoffs. Der Nickelgehalt ist sehr hoch (4,26%), sodass die Aufmischung den Gehalt im Schweißgut nichtverringert. Der Vanadium-Gehalt ist niedriger (0,031% zu0,053%) und auch das Niveau an Verunreinigungen ist niedrig.

Tabelle 9 - Gegenüberstellung der mechanischen Gütewerte des reinenSchweißguts und der Schweiß-verbindung, UP-Verfahren an E830 Stahl

Anmerkung: bei der Zähigkeit entspricht “as” der unbeeinflussten (as solidified) und “rh”der angelassenen Zone (reheated area).

Lösung zum Schweißen mit StabelektrodeAir Liquide Welding bietet für das Schweißen des StahlsSuperelso 830 auch eine Stabelektrode an. Ein reines Schweißgutund eine Schweißverbindung wurden mit der StabelektrodeTenacito 83 (Durchmesser 3,2 und 4 mm) in Position PC/2Ghergestellt (Bild 15). Schweißparameter: 10-20cm/min

Schweißgeschwindigkeit, 110-150A,DC+, Wärmeeintrag 15.9kJ/cm, Vorwärm-temperatur 120°C, Zwischenlagen-temperatur 150°C und Wärmenach-behandlung bei 250°C für 2h.Blechabmessungen: 1500 x 350 x 160mm.

Die Zähigkeit wurde im Schweißgut und imÜbergang zum Grundwerkstoff oben undunten und in der Blechmitte gemessen undist in Bild 16 dargestellt. Die Ergebnissezeigen gute Zähigkeitswerte in der WEZ undim Grundwerkstoff. Die chemische Analyseund die mechanischen Eigenschaftensind in Tabelle 10 und Tabelle 11zusammengefasst und den Werten desreinen Schweißguts gegenübergestellt.

Tabelle 10 - Chemische Analyse Grundwerkstoff undreines Schweißgut, E-Handschweißen (SMAW) E830 Stahl

* Ø 4 mm Elektrode

Pure all weld metalJoint

Cap Root

StrengthAs welded

Ts (MPa) 903 956Ys (MPa) 867 901A% 17.5 18.0

Toughness (J)As welded

-40 °C -as 84 - --40 °C -rh 104 - --60 °C -as 67 61 85-60 °C -rh 89-80 °C -as 48 - --80 °C -rh 66 - -

Reines SchweißgutVerbindung

Deckl. Wurzel

Streckgrenzeunbehandelt

Ts (MPa) 903 956Ys (MPa) 867 901A% 17.5 18.0

Zähigkeit (J)unbehandelt

-40 °C -as 84 - --40 °C -rh 104 - --60 °C -as 67 61 85-60 °C -rh 89-80 °C -as 48 - --80 °C -rh 66 - -

Fig.15: Figure 15: Macrography of the joint weldedwith Tenacito 83 electrodes in Superelso 830 steel(10° K-joint, 160mm thickness).

Bild 15: Makroschliff der mit Tenacito 83Stabelektroden an Superelso 830 Stahl

hergestellten Naht (10° K-Naht, 160mm Blechdicke).

Kv

-60

°C (J

)

Weld metalSchweißgut

Fusion line FLSchmelzlinie

FL + 2 mm FL + 5 mm FL + 20 mm

200

0

100

50

150

Cap 1st side - Decklage 1. Seite1/2 thickness - 1/2 BlechdickeCap 2nd side - Decklage 2. Seite

Fig.16: Toughness profile from weld metal to baseplate in joint prepared in Superelso 830 steel

Bild 16: Zähigkeitsprofil vom Schweißgut zumGrundwerkstoff der Naht an Superelso 830 Stahl

Base metal Pure allweld metal* Joint

C 0.141 0.047 0.048Si 0.18 0.36 0.34Mn 1.30 1.36 1.32P 0.007 0.007 0.010S 0.001 0.007 0.007Cr 0.31 0.039 0.029Mo 0.57 0.54 0.52Ni 4.26 4.83 4.94V 0.031 0.013 0.010Nb 0.001 < 0.001 0.002O / N (ppm) - 330 / 65 398 / 75

Grund-werkstoff

ReinesSchweißgut*

Verbin-dung

C 0.141 0.047 0.048Si 0.18 0.36 0.34Mn 1.30 1.36 1.32P 0.007 0.007 0.010S 0.001 0.007 0.007Cr 0.31 0.039 0.029Mo 0.57 0.54 0.52Ni 4.26 4.83 4.94V 0.031 0.013 0.010Nb 0.001 < 0.001 0.002O / N (ppm) - 330 / 65 398 / 75

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May 2009 - Mai 2009

Table 11 - Mechanical properties of the pure all weld metal vs joint for SMAWon E830 steel

* Ø 4 mm electrode

These results are in agreement with the targeted values(Ys > 830 MPa; Ts > 870 MPa; Kv-60 °C > 50 J). It can benoted that the chemistry chosen for the SAW and SMAWsolutions were not the same. In particular the nickel contentis significantly higher for SMAW than for SAW.

Weldability tests performed in multi-pass jointsdemonstrated the conformity of SAW and SMAW productsto overmatch the 830 MPa strength level of this new steel,while guarantying a toughness level above 50 J at -60 °C.

CONCLUSIONSAs illustrated in this paper, welding of HSS requires someprecautions. Strength level is obtained due to alloyingelement additions to the weld metal, providing that thethermal cycle is well adapted. Products are optimized interms of the impurity level to guarantee good toughness inmultilayer joint welding or in pressure vessel applicationswhere PWHT is required. Special care must be taken byfabricators to optimize welding procedure in order to reachsatisfactory toughness values. This can be done thanks tomaximization of the reheated zone, optimized dilution andlow Nitrogen contamination. All products are low hydrogen inorder to avoid cold cracking. Air Liquide Welding offers a fullrange of welding consumables dedicated to HSSapplications. Examples of solutions adapted to the weldingof E690 (with TENACITO 80CL for SMAW, FLUXOFIL 42LTfor FCAW and FLUXOCORD 42/OP 121TTW for SAW) andSuperelso 830 (with TENACITO 83 for SMAW andFLUXOCORD 83/OP 121TTW for SAW) were presented inthis paper.

As welded propertiesPure

all weldmetal*

JointCap

1st side1/2 th.

1st side1/4 th.

2nd sideCap

2nd side

Strength

Ts (MPa) 888 885 889 924 892Ys (MPa) 856 854 849 888 859

A% 17.0 14.8 18.2 14.2 17.6TS (MPa) - Transverse: 863 to 861

Toughness(J)

-50 °C 96 - --60 °C 87 73 80 - 71

HardnessHV5kgf

weld metal - 326 314 - 310base metal - 285 277 - 280

HAZ - 372 372 - 391

UnbehandeltReines

Schweiß-gut *

VerbindungDeckl.

1. Seite1/2.

1. Seite1/4.

2. SeiteDeckl.

2. Seite

Streck-grenze

Ts (MPa) 888 885 889 924 892Ys (MPa) 856 854 849 888 859

A% 17.0 14.8 18.2 14.2 17.6TS (MPa) - Quer: 863 bis 861

Zähigkeit(J)

-50 °C 96 - --60 °C 87 73 80 - 71

HärteHV5kgf

Schweißgut - 326 314 - 310Grundwerkstoff - 285 277 - 280

HAZ - 372 372 - 391

[1] J. Hammond “Deep water oil and gas development and gas transmission – the technical frontierchallenges”, Conference Richard Dolby Metals joining technology where next ? November 17-18,2003, London, UK.

[2] J. Healy and J. Billingham “Increased use of high strength steels in offshore engineering”Welding and Metal Fabrication, July 1993

[3] M. Hudson, L. Di Vito, G. Demofonti, R. Aristotile, B. Andrews, S. Slater “X100 - girth welding, jointproperties and defect tolerance” Super High Strength Steels Conference, November 2-4, 2005, Rome,Italy.

[4] H.G. Hillebrand , A. Liessem, K. Bierman, C.J. Heckmann, V. Schwinn “Development of grade

X120 pipe material for high pressure gas transportation lines” 4th International Conference onPipeline Technology, May 9-12, 2004, Ostend, Belgium.

[5] F. Grimpe, S. Meimeth, C.J. Heckmann, A. Liessem, A. Gehrke “Development, production andapplication of heavy plates in grades up to X120” Super High Strength Steels Conference, November2-4, 2005, Rome, Italy.

[6] F. Maltrud, “Soudabilité métallurgique des aciers 650 à 890 MP” Matériaux 2006 Conference,November 13-17, 2006, Dijon, France

[7] D. Cardamone and G. Pont “Aciers à très haute limite élastique pour jambes de plateformesauto-élévatrices - Superelso 830” Matériaux 2002 Conference, October 21-25, 2002, Tours, France.

BIBLIOGRAPHY: / LITERATURHINWEISE:

A-E.TRAIZET - E.GALAND - C. CHOVET, - B.LEDUEY (elodie.galand@airliquide.com)AIR LIQUIDE / CTAS -13 rue d'Epluches, Saint Ouen l'Aumône, 95315 Cergy Pontoise, France.

This paper is the written article of a publication given by the authors during the conference:The New Developments on Metallurgy and Applications of High Strength Steel, organised by SAM

(Asociacion Argentina de Materiales) in Buenos Aires, May 26 to May 28, 2008.

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Tabelle 11 - Gegenüberstellung der mechanischen Gütewerte von reinemSchweißgut und Verbindung, E-Handschweißen (SMAW) an E830 Stahl

* Ø 4 mm Elektrode

Diese Ergebnisse stimmen mit den gesetzten Zielen überein(Ys>830MPa; Ts>870MPa; Kv 60°C>50J). Festzuhalten ist, dassdie chemische Zusammensetzung für das UP-Verfahren und dasStabelektrodenschweißen nicht gleich ist. Vor allem derNickelgehalt ist beim E-Hand-Schweißen (SMAW) deutlich höherals beim UP-Schweißen. Schweißversuche an mehrlagigen Verbindungen zeigen, dass dieZusätze für die UP- und E-Hand-Verfahren die Streckgrenze von830MPa dieses neuen Stahls mehr als erfüllen und dabeiZähigkeitswerte von über 50J bei -60°C garantieren.

SCHLUSSFOLGERUNGWie in dieser Arbeit gezeigt, macht das Schweißen von hochfestenStählen einige Vorsichtsmaßnahmen erforderlich. Die Streckgrenzewird durch die Zugabe bestimmter Legierungselemente imSchweißgut erreicht, sofern die Wärmeführung gut abgestimmt ist.Die Zusatzwerkstoffe sind hinsichtlich der Verunreinigungenoptimiert, um gute Zähigkeitswerte beim mehrlagigen Schweißenund bei der Herstellung von Druckbehältern zu erreichen, beidenen eine Wärmenachbehandlung erforderlich ist. Die Herstellermüssen eine optimierte Schweißtechnologie anwenden, um dieVoraussetzungen für zufrieden stellende Zähigkeitswerte zuschaffen. Dazu zählen ein möglichst großer Bereich vonangelassenem Gefüge, eine angepasste Aufmischung mit demGrundwerkstoff und eine geringe Stickstoffaufnahme. AlleZusatzwerkstoffe haben einen niedrigen Wasserstoffgehalt, umKaltrisse zu vermeiden. Air Liquide Welding bietet ein komplettesProgramm an Schweißzusatzwerkstoffen für Anwendungen mithochfesten Stählen an. Lösungsbeispiele für die Stahltypen E690(mit TENACITO 80CL beim SMAW, FLUXOFIL 42LT beim FCAWund FLUXOCORD 42/OP 121TTW beim SAW) und Superelso 830(mit TENACITO 83 beim SMAW und FLUXOCORD 83/OP121TTW beim SAW) wurden vorgestellt.

May 2009 - Mai 2009

Laser and HybridWelding of Ultra HighStrength Steels.

The use of High Strength Steel grades for automotivemanufacturing is rapidly increasing since the end of thenineties. After an evaluation in research programs and onprototypes, car makers include more and more of these newtechnologies on high volume car models [1].

The terms used for the steel grades considered are mixedup in the literature. Several conventional high strength steelswith yield strengths up to 500 MPa were already introducedin car manufacturing since the eighties. More recent steelgrades with yield strength greater than 500 MPa are calledUHSS (Ultra High Strength Steel). Some steel makers usethe term VHSS (Very High Strength Steel) for the samerange of yield strength.

Figure 1 illustrates the evolution of the use of these steelgrades compared to conventional steels. It refers to astandard reference car model (Yr2000) and differentevolutions of the ULSAB (Ultra Light Steel Auto Body) andUSLAB-AVC (Ultra Light Steel AutoBody- Advanced Vehicle Concept)projects.

The motivation for the use of UHSSsteels for car manufacturing isessentially seen in two ways: weightreduction and crash resistance. Somefigures are given about the admittedsupplementary costs for weightreduction [2]:

• Renault: 3 c more costs admittedper kilogram weight-saving.

• Pechiney: 2 - 5 c more costsadmitted per kilogram weight-saving.

• Audi: 100 kg weight-saving toachieve 0.6 l / 100 km less of fuelconsumption.

Different research programs [3, 4, 5] were launched todevelop light weight steel bodies, essentially driven byEuropean steelmakers to counter the use of aluminum forweight reduction. These projects allow a generic view on thefuture applications of UHSS.

ULSAB-AVC is the most recent chapter of the initiative ofsteel makers, following the ULSAB program (resultsannounced worldwide in 1998). In this program, new steelgrades appear instead of conventional steels and thereported data illustrate that the body structure of ULSAB-AVC designs use approximately 85% of Ultra High StrengthSteels, with the clear majority of components beingdesigned using dual phase steels (73%).

Later on, Thyssen recently started a new project resulting ina new concept. The repartition of joining technologies,

Laser- undHybridschweißenultrahochfester stähle.

Der Einsatz hochfester Stähle im Fahrzeugbau steigt seit Ende der90er Jahre stark an. Nach Untersuchungen in Forschungsinstitutionenund an Prototypen, setzen die Automobilhersteller diese neuenTechnologien immer stärker bei Fahrzeugmodellen mit hohenStückzahlen ein. [1].

In der Literatur finden sich unterschiedliche Bezeichnungen für die inBetracht kommenden Stahltypen. Einige konventionelle hochfesteStähle mit Streckgrenzen bis zu 500 MPa wurden schon in der 80erJahren in der Fahrzeugherstellung eingeführt. Neuere Stahltypen mitStreckgrenzen von über 550 Mpa werden UHSS (Ultra High StrengthSteel = ultrahochfeste Stähle) genannt. Manche Stahlproduzentenverwenden auch den Begriff VHSS (Very High Strength Steel = sehrhochfeste Stähle) für denselben Steckgrenzenbereich.

Bild 1 zeigt, wie sich der Einsatz dieser Stahltypen im Vergleich zukonventionellem Stahl entwickelt hat. Die Zahlen beziehen sich aufein Standardmodell (Yr2000) als Bezugsgröße und verschiedeneEntwicklungen der Projekte ULSAB (Ultra Light Steel Auto Body =

ultraleichte Stahlkarosserie) und USLAB-AVC (Ultra Light Steel Auto Body-Advanced Vehicle Concept = ultraleichteStahlkarosserie – weiterentwickeltesFahrzeugkonzept).

Im Wesentlichen sind es zwei Aspekte, die fürdie Verwendung der UHSS Stähle imFahrzeugbau sprechen: Gewichtsreduzierungund gutes Crash-Verhalten. Nachstehendeinige Zahlen zu zulässigen Zusatzkosten fürdie Gewichtsreduzierung [2]:• Renault: 3€ Mehrkosten zulässig pro kg

Gewichtseinsparung.• Pechiney: 2 - 5€ Mehrkosten zulässig pro

kg Gewichtseinsparung.• Audi: 100kg Gewichtseinsparung, um

den Kraftstoffverbrauch um 0,6l/100kmzu senken.

In verschiedenen Forschungsprogrammen [3, 4, 5] sollten leichteStahlkarosserien entwickelt werden, vor allem auf Initiative dereuropäischen Stahlhersteller, um den Einsatz von Aluminium zurGewichtsreduzierung zu begrenzen. Diese Projekte geben einenallgemeinen Überblick über zukünftige Einsatzmöglichkeiten vonUHSS.

Mit ULSAB-AVC wurde die jüngste Entwicklungsinitiative derStahlhersteller nach dem ULSAB Programm (weltweiteBekanntmachung der Ergebnisse 1998) gestartet. Hier tauchenneue Stahltypen anstelle der konventionellen Stähle auf und dieangegebenen Daten zeigen, dass bei der Karosseriestruktur derULSAB-AVC Konstruktionen ultrahochfeste Stähle ca. 85%ausmachen, mit einem deutlichem Übergewicht an Teilen, die ausDualphasenstahl (73%) hergestellt werden.

Wenig später startete Thyssen ein weiteres Projekt, das vor kurzem

% B

od

y st

rucu

tre

KarosserieanteilPercent body structure

ULSAB-AVC ULSAB Yr2000 Ref

UHSS

HSS

Mild80

0

100

40

20

60

Material strength218 kg 203 kg 270 kg Body mass

Fig.1: Material evolution

Bild 1: Entwicklung Materialeinsatz

26

May 2009 - Mai 2009

in ein neues Konzept mündete. Die Verteilung der Fügetechniken,Werkstoffe und Herstellverfahren sieht wie folgt aus:

Fügetechnik Werkstoff Verfahren

69% Laserschweißen 7% PM 45% Bleche

3% Kleben 15% CP 9% Tailored Blanks

14% Widerstandsschweißen 8% TRIP 7% Doppelbleche

2% MIG-Löten 16% weicher Stahl 17% IHU Profile

6% MAG-Schweißen 12% mikrolegiert 20% Walzprofile

6% Laser-Löten 42% DP 2% DAVEX Profile

72% Mehrphasenstahl

In der obigen Tabelle gehören die Typen PM, CP, TRIP und DP zurFamilie der neue Multiphasen-UHSS. Gleichzeitig zeigt die Tabelle,dass der Einsatz der neuen Werkstoffe mit einer Veränderung derFüge- und Herstellungstechniken einhergeht. Es werden mehrFügeaufgaben vor den Verformschritten ausgeführt (z. Bsp.Laserschweißen von Tailored Blanks und Rohren für das Hydro-Forming).

In Übereinstimmung mit der ULSAB-Terminologie haben hochfesteStähle (high-strength steels (HSS) Streckgrenzen von 210-550MPa und ultrahochfeste Stähle (ultra high-strength steels (UHSS)Streckgrenzen von über 550 MPa. Die Streckgrenzen vonweiterentwickelten hochfesten Stählen (advanced high-strengthsteels (AHSS) überschneiden den Streckgrenzenbereich zwischenHSS und UHSS, wie in Bild 2 dargestellt.

Die grundlegenden Unterschiede zwischen konventionellen HSSund AHSS Stahltypen liegen im Mikrogefüge. AHSS sindMultiphasenstähle, die Martensit, Bainit und/oder Restaustenit inausreichenden Mengen enthalten, um beste mechanischeEigenschaften zu erreichen. Im Vergleich zu konventionellenmikrolegierten Stählen verfügen die AHSS über eine bessereKombination aus Hochfestigkeit und guter Verformbarkeit. DieseKombination ergibt sich in erster Linie aus den hohenKaltverfestigungseigenschaften aufgrund des niedrigerenVerhältnisses zwischen Streckgrenze (YS) und Zugfestigkeit (UTS).

Zur Multiphasen-AHSS-Familie gehören Dualphasenstähle (DP),Stähle mit transformationsinduzierter Plastiztität (TRIP) undKomplexphasenstähle (CP). Bild 2 zeigt die Streckgrenze undVerformbarkeit (gemessen an der Bruchdehnung) von konventionellenhochfesten Stahltypen, weichen Stählen (mild) und die von IF –Stählen(interstitial free), konventionellen HSS wie zum Beispiel Kohlenstoff-Mangan-Stahl (CMn), Bake-hardening-Stahl (BH), isotropischer Stahl(IS), hochfester IF-Stahl (IF), hochfester niedrig legierter Stahl (HSLA).Bild 2 zeigt auch weiterentwickelte hochfeste Stähle (AHSS) wieDualphasenstahl (DP), Stahl mit transformationsinduzierter Plastizität(TRIP), Komplexphasenstahl (CP) und martensitischen (Mart) Stahl.

materials and manufacturing concepts is reported asfollows:

Joining technology Materials Process

69% Laser welding 7% PM 45% Plates

3% Bonding 15% CP 9% Tailored Blanks

14% Resistance welding 8% TRIP 7% Double-plates

2% MIG-brazing 16% mild steel 17% IHU profiles

6% MAG-welding 12% micro alloyed 20% Rolled profiled

6% Laser-brazing 42% DP 2% DA VEX profiles

72% multi-phase steels

In the above table PM, CP, TRIP and DP grades belongto the family of new multiphase UHSS. The table showsin parallel, that the application of new materials isaccompanied by a change in joining and manufacturingtechnologies: more joining tasks are shifted prior to thepress-forming steps (e.g. laser-welding of tailored blanksand tubes for hydro-forming).

Consistent with the terminology adopted for ULSAB, High-Strength Steels (HSS) are defined as those steels with yieldstrengths from 210-550 MPa ; Ultra High-Strength Steels(UHSS) are defined as steels with yield strengths greaterthan 550 MPa. The yield strengths of Advanced High-Strength Steels (AHSS) overlap the range of strengthsbetween HSS and UHSS, as shown in figure 2.

The principal differences between conventional HSS andAHSS are due to their microstructures. AHSS are multi-phase steels, which contain martensite, bainite, and/orretained austenite in quantities sufficient to produce uniquemechanical properties. Compared to conventional micro-alloyed steels, AHSS exhibit a superior combination of highstrength with good formability. This combination arisesprimarily from their high strain hardening capacity as a resultof their lower yield strength (YS) to ultimate tensile strength(UTS) ratio.

The multi-phase AHSS family includes dual phase (DP),transformation induced plasticity (TRIP) and complex phase(CP), products. Figure 2 shows the relative strengths andformability (measured by total elongation) of conventionalstrength steels, such as mild (Mild) and interstitial free (IF)steels ; conventional HSS such as carbon-manganese(CMn), bake hardenable (BH), isotropic (IS), high-strength IF(IF), high-strength low alloy (HSLA). The figure also showsadvanced high-strength steels (AHSS) such as dual phase(DP), transformation induced plasticity (TRIP), complexphase (CP), and martensite (Mart) steels.

Elo

ngat

ion

(%)

Lower yield strength (MPa)

0

70

50

30

10

60

200 400 600 800 10000 1200

40

20

IF

MildIS

IF

CMn

HSLA

DP, CP TRIP

MART

BH

Conventional HSS

Low strengthsteels (< 210 MPa)

Ultra high strengthsteels (> 550 MPa)

AHSS

High strength steels

Fig.2: Strength-Formability relationships for mild, conventional HSS,and Advanced HSS steels

Deh

nung

(%)

Streckgrenze (MPa)

0

70

50

30

10

60

200 400 600 800 10000 1200

40

20

IF

MildIS

IF

CMn

HSLA

DP, CP TRIP

MART

BH

konventionelle hochfeste Stähle

niedrigfeste Stähle(< 210 MPa)

ultrahochfeste Stähle(> 550 MPa)

weiterentwickelte hochfeste Stähle

hochfeste Stähle

Bild 2: Verhältnis Streckgrenze-Verformbarkeit bei weichen,konventionellen HSS und AHSS Stählen

27

May 2009 - Mai 2009

Die Kontrolle der Abkühlrate von deraustenitischen zur austenitisch-ferritischenPhase erfolgt bei der Herstellung allerUHSS entweder am Ausgang derWarmwalze (bei warm gewalzten Typen)oder an der Kühlstrecke desDurchlaufglühofens (geglühte oderfeuerverzinkte Typen). UHSS Abkühlmusterund die sich daraus ergebendenMikrogefüge sind auf dem Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubild schematischdargestellt. (Bild 3).

LASER-SCHWEISSEN VONULTRAHOCHFESTEN STÄHLEN(UHSS)Wie bereits gezeigt, wird dasLaserschweißen in der Automobilindustriehäufig eingesetzt. Eines der Hauptproblemebeim Laserschweißen von HSS ist dieextreme Härte der Schweißnaht. Die Härteerfüllt nicht die geforderten mechanischen

Gütewerte der Naht, wo im Allgemeinen eine gute Plastizitäterforderlich ist, vor allem wenn der Werkstoff verformt werdenmuss.

Um diesen Prozess besser zu verstehen, haben wir Versuchedurchgeführt, bei denen mit dem CO2-Laser Schweißraupen aufHSS Bleche verschiedener Stahlhersteller aufgetragen wurden.

Tabelle I zeigt die unterschiedlichen chemischen Zusammensetzungender Stahltypen. Um dieselbe Zugfestigkeit oder Streckgrenze zuerreichen, gehen nicht alle Stahlhersteller nach derselben Strategievor. Vor allem Thyssen-Stähle werden mit einem hohenAluminiumanteil hergestellt, während Arcelor eher Siliziumverwendet. Der Kohlenstoff- und Mangangehalt ist bei beidenHerstellern ähnlich. Beide Elemente werden eingesetzt, um dieBildung von Restaustenit zu fördern. Die Wahl dieser Elemente sollkeinen Einfluss auf das Mikrogefüge haben, sondern vielmehr aufdie Oberflächenstruktur und die Kompatibilität mit Beschichtungenund Schweißarbeiten. Silizium scheint sich negativ auf dieBeschichtungseigenschaften auszuwirken, während Aluminium zuübermäßiger Härte beim Schweißen führen kann.

Tabelle I

All UHSS are produced by controllingthe cooling rate from the austenite oraustenite plus ferrite phase, either onthe runout table of the hot mill (for hotrolled products) or in the coolingsection of the continuous annealingfurnace (continuously annealed or hotdip coated products). UHSS coolingpatterns and resultant microstructuresare schematically illustrated onthe continuous cooling-transformationdiagram (Figure 3).

LASER WELDING OF ULTRAHIGH STRENGTH STEELSAs indicated previously, laser weldingis widely used in the automotiveindustry and one of the major issueswhen dealing with laser welding ofHSS is the extremely high hardness ofthe weld. This hardness is generallynot adapted to the requiredmechanical properties of the joint where good ductility isgenerally needed, specially when the weld must bestamped.

To understand this process, AL CTAS carried out bead onplate CO2 laser welding trials on different HSS gradescoming from different steelmakers.

In table I, the different chemical compositions of thesesteels are indicated. It is clear that to reach the sametensile or yield strengths, steelmakers do not use thesame strategy. Particularly, Thyssen steels are made witha high level of aluminium while Arcelor uses silicon. Thecarbon and manganese contents are similar for bothsteelmakers. Both elements are used to help the creationof residual austenite. This choice is reported not toinfluence the microstructure but rather the surfacestructure and the compliance to coatings and weldability.Silicon seems to have a negative influence on the coatingability whilst aluminum may cause excessive hardening bywelding.

Table I

Tem

per

atur

e (°

C)

Time

CPTRIPDPMart

600

200

800

400

Austenite

Bainite

Pearlite

Ferrite

Martensite

Ms

Microstructure key Austenite Ferrite

BainiteMartensite

Fig.3: Cooling patterns and microstructure evolutionin the production of UHSS

Bild 3: Abkühlmuster und Entwicklung derMikrogefüge bei der Herstellung von UHSS

THY

SS

EN

Material type GradesChemical composition

C Mn Si Al B S P

Dual phaseDP500 0.112 1.50 0.048 1.26 0.0003 0.001 0.016

DP600 0.122 1.46 0.055 1.27 0.0003 0.001 0.013

Transformationinduced plasticity TRIP700 0.225 1.75 0.052 1.55 0.0006 0.001 0.014

Complex phase CP-W800 0.115 1.77 0.65 0.031 0.0003 0.001 0.013

AR

CEL

OR

Material type GradesChemical composition

C Mn Si Al B S P

High StrengthLow Alloyed FB450 0.142 0.682 0.008 0.042 0.0002 0.005 0.12

Transformationinduced plasticity TRIP800 0.21 1.69 1.68 0.039 0.0002 0.002 0.014

Complex phase CP1000 0.14 1.64 0.26 0.033 0.0019 0.002 0.03

THY

SS

EN

Materialtyp GütegradChemische Analyse

C Mn Si Al B S P

DualphasenstahlDP500 0.112 1.50 0.048 1.26 0.0003 0.001 0.016

DP600 0.122 1.46 0.055 1.27 0.0003 0.001 0.013

TRIP Stahl TRIP700 0.225 1.75 0.052 1.55 0.0006 0.001 0.014

Komplexphasen-stahl CP-W800 0.115 1.77 0.65 0.031 0.0003 0.001 0.013

AR

CE

LOR

Materialtyp GütegradChemische Analyse

C Mn Si Al B S P

Hochfester niedriglegierter Stahl FB450 0.142 0.682 0.008 0.042 0.0002 0.005 0.12

TRIP Stahl TRIP800 0.21 1.69 1.68 0.039 0.0002 0.002 0.014

Komplexphasen-stahl CP1000 0.14 1.64 0.26 0.033 0.0019 0.002 0.03

28

May 2009 - Mai 2009

Tabelle II zeigt die Härtewerte der aufgeschmolzenen Zonefür verschiedene HSS-Typen, Laserleistungen undSchweißgeschwindigkeiten. Es ist deutlich zu erkennen, dass dieHärtewerte sehr hoch sind (über 400-500Hv bei Anforderungenvon normalerweise ca. 300-350Hv), dass die Härte mitsteigendem Kohlenstoffanteil größer wird und dass eineVerringerung der Schweißgeschwindigkeit und der Laserleistungsich auf die Härte der Schweißnaht auszuwirken scheint (wennauch nur mäßig).

Tabelle II

Diese Ergebnisse sind im Allgemeinen auf den sehr hartenthermischen Zyklus des Laserschweißens zurückzuführen, der -zusammen mit der chemischen Zusammensetzung des Stahls - dieStruktur des Mikrogefüges bestimmt. Wie Bild 4 verdeutlicht, wird dieHärte der Schweißnaht erheblich von der Schweißenergie

beeinflusst (oder der ∆T°800/500 Abkühlzeit). Bei geringerStreckenenergie (kleine ∆T°800/500) ist dasMikrogefüge voll martensitisch. Unter diesenBedingungen hängt die Härte imWesentlichen vom Kohlenstoffgehalt ab.Über dieser Schwelle (∆Ε, Bild 4) ist dasMikrogefüge nicht mehr voll martensitischund andere Gefügetypen (Bainit, körnigerBainit, …) mit geringerer Härte bilden sich.Diese Entwicklung, die ∆E Schwelle sowiedie fallende Härtekurve hängen mit denHärtbarkeitseigenschaften des Stahleszusammen, und dabei vor allem mit dendarin enthaltenen Legierungselementen.Anders ausgedrückt: Aufgrund der hohenSchweißgeschwindigkeit beim Laser-schweißen ist die Streckenenergie geringund bei hohem Kohlenstoffgehalt im Stahlergibt sich eine Härte, wie sie für

martensitische Strukturen typisch ist.

Ein Weg, die Härte zu verringern ist daher die Erhöhung derSchweißenergie. Bei reinem Laserschweißen ist das problematisch,weil die einzige Möglichkeit darin besteht, die Schweiß-geschwindigkeit drastisch zu senken (wie aus Tabelle II zu ersehen,bleibt die Härte hoch, selbst wenn die Schweißgeschwindigkeithalbiert wird) und das ist für die meisten Laser-Anwenderinakzeptabel. Eine andere Lösung wäre eine Kombination ausLaser—und Lichtbogenschweißen, ohne zu viel an Schweiß-geschwindigkeit einzubüßen.

In table II, weld hardness values of the melted zone arereported for different HSS grades, laser power and weldingspeed. It is seen that the hardness values are veryimportant (more than 400-500 Hv with requirements usuallybeing around 300-350 Hv), that the higher the carboncontent the higher the hardness, and that reduction ofwelding speed and laser power seem to have an influenceon the hardness level of the weld (although to a reasonableextent).

Table II

These results are generally interpreted by the very hardthermal cycle of the laser weld which together with thechemical analysis of the steel gives the microstructure. Asindicated in figure 4, the weld hardness is stronglyinfluenced by the welding energy (or the ∆T°800/500cooling time). For lower welding energies (small∆T°800/500), the microstructure is fullymartensitic. In these conditions, thehardness is essentially linked to thecarbon content. Above threshold (∆Ein figure 4), the microstructure is nolonger fully martensitic and othermicrostructures appear (bainite,granular bainite, …) with reducedhardnesses. This evolution, and thenthe ∆E threshold, and then the fallingslope of the hardness curve, is relatedto the steel hardenability andparticularly to the alloying elementsincluded in the steel. In other words,because of the high welding speeds ofthe laser weld, the welding energy islower and if the carbon level of thesteel is high, the resultant hardness istypical of a martensitic structure.

Hence, one option to be considered to reduce the hardnessis to increase the welding energy. With laser welding this isnot easy to do because the only possibility is to reducedrastically the welding speed (as shown in table II, thehardness remains high even if the welding speed is cut by 2)which is, generally speaking, not acceptable for mostlaser users. Another idea is to combine the laser with awelding arc without sacrifying too much on the weldingspeed…

HvmaxC

Welding energyStreckenergie

Hardness HVHärte

C, Mn, Si, Cr, Mo

Fig.4: Effects of welding energy and alloyingelements on HAZ hardness

Bild 4: Einfluss der Streckenenergie und derLegierungselemente auf die Härte in der WEZ

THY

SS

EN

Grades Thickness(mm)

Weldingspeed(m/mn)

Laserpower(kW)

Hardness (Hv 0.3)

melted zone base metal

DP500 1.28 5.5 413 - 437

1964 3 433 - 415

DP600 1.08 8 425 - 412

1964 3 413 - 404

TRIP700 2.08 7 490 - 484

2234 4 470 - 450

CP-W800 1.58 6 435 - 439

2814 3 469 - 462

AR

CEL

OR Grades Thickness

(mm)

Weldingspeed(m/mn)

Laserpower(kW)

Hardness (Hv 0.3)

melted zone base metal

FB450 2.0 7 8 414 170

TRIP800 2.0 6 7 530 280

CP1000 2.0 7 8 446 - 453 334

THY

SS

EN

Gütegrad Stärke(mm)

Schweiß-geschwindigkeit

(m/mn)

Laser-leistung

(kW)

Härte (Hv 0.3)

Schmelzzone Grundwerkstoff

DP500 1.28 5.5 413 - 437

1964 3 433 - 415

DP600 1.08 8 425 - 412

1964 3 413 - 404

TRIP700 2.08 7 490 - 484

2234 4 470 - 450

CP-W800 1.58 6 435 - 439

2814 3 469 - 462

AR

CE

LOR Gütegrad Stärke

(mm)

Schweiß-geschwindigkeit

(m/mn)

Laser-leistung

(kW)

Härte (Hv 0.3)

Schmelzzone Grundwerkstoff

FB450 2.0 7 8 414 170

TRIP800 2.0 6 7 530 280

CP1000 2.0 7 8 446 - 453 334

29

May 2009 - Mai 2009

LASER- WIG HYBRID-SCHWEISSEN VONULTRAHOCHFESTENSTÄHLEN

Das Laser/WIG-Hybridschweiß-verfahren ist relativ neu und dieersten Berichte dazu gehen auf diefrühen 70er Jahre zurück. Es erlaubteine höhere Montagetoleranz derNaht und in einigen Fällen einehöhere Schweißgeschwindigkeitals beim reinen Laserschweißen. Diezusätzliche Energie durch denLichtbogen ergibt ein größeresSchweißbad und einen tieferenEinbrand. Das erhöht die Flexibilitätbei der Schweißgeschwindigkeit undder Positionierung des Werkstücks.Im Allgemeinen wird auch überbessere Benetzung der Nahtvorder-

und rückseite berichtet. Bild 5 zeigt Makroschliffe von Schweißraupen, diein CO2-Lasertechnik und in Hybridtechnik auf Bleche zweierultrahochfester Stahltypen aufgebracht wurden.

Tabelle III fasst die Härtewerte der Naht bei unterschiedlichen Schweiß-geschwindigkeiten, Laserleistungen und Lichtbogenstromstärkenzusammen. Daraus ist zu erkennen, dass abhängig von den Legierungen,die Härte im Vergleich zu den Werten in Tabelle II deutlich verringertwerden kann. Mit dem Laser-WIG-Verfahren können wesentlich weichereSchweißnähte erreicht werden. Bei anderen Typen, vor allem Stählen mithohem Kohlenstoffgehalt und entsprechenden Mengen anLegierungselementen, hat die vom Lichtbogen eingebrachte zusätzlicheEnergie nur geringe Auswirkungen auf die Härte.Tabelle III

Um diese Effekte besser darstellen zukönnen, haben wir in Bild 6 die Härtewerte inAbhängigkeit zu der Steckenenergie beimLaser-WIG-Verfahren und beim reinenLaserverfahren eingetragen.

Streckenenergie (J.cm-1.mm-1) =

75%Plaser (W) + 60%Uarc (V) Iarc (A)

Wspeed (cm.s-1) x Stärke (mm)

Der Wirkungsgrad des Wärmeeintrages beiLaser- und WIG-Verfahren wurde ebensoberücksichtigt wie die Werkstückdicke.

LASER-TIG HYBRIDWELDING OF ULTRAHIGH STRENGTH STEELSThis laser/TIG hybrid weldingprocess is relatively new andthe first evidence of theprocess has been reportedin the early seventies.It allows increasing the fit-uptolerances of the joint and,in some cases, allows higherwelding speeds whencompared with laser alone.The additional energybrought by the arc increasesthe weld pool size and thepenetration depth, givingmore flexibility of the weldingspeed and the workpiecepositioning. Better wettingon the front and the backside of the weld are generally alsoreported. In figure 5, macrographies of bead on plate CO2

laser and hybrid welds on two UHSS grades are shown.

In Table III, results of hardnesses in the melted zone areshown for different conditions of welding speed, laser powerand arc currents. It is seen that depending on the alloys; thehardness can be significantly reduced when compared withthe results indicated in Table II. Significant weld softeningcan be reached with the laser/TIG process. For othergrades, particularly those with a high carbon level andconsequent alloying, the additional energy brought by thearc produces little effect on the bead hardness.Table III

To better visualize the effects, figure 6shows the hardness level versus thewelding energy for laser/TIG weldingand laser alone The welding energy hasbeen calculated with:

Welding energy (J.cm-1.mm-1) =

75%Plaser (W) + 60%Uarc (V) Iarc (A)

Wspeed (cm.s-1) x Thickness (mm)

This takes into account the energyefficiency of the laser and TIG processes,and the welding energy has beennormalized with the thickness of theworkpieces.

Fig.5: Examples of weld macrographies for laser and laser-TIG welding

Bild 5: Beispiele von Makroschliffen für das Laser- und Laser-WIG-Schweißen

TRIP700 4kW

CPW800 6kW

TRIP700 4kW 200A

CPW800 6kW 300A

Har

dne

ss -

Här

te (H

v0.3

)

250.0 350.0 450.0150.0 550.0

450

500

250

550

350

300

400

Welding energy - Streckenenergie (J.cm-1.mm-1)

DP500

DP600

TRIP700

CP-W800

TRIP800

FB450

CP1000

Fig.6: Hardness level versus the welding energyfor different UHSS grades

Bild 6: Härte in Abhängigkeit von derStreckenenergie bei unterschiedlichen UHSS Typen

THY

SS

EN

Grades Thickness(mm)

Weldingspeed

(m/min)

Laserpower(kW)

Current(A)

MeanHardness(Hv 0.3)

DP500 1.2 8 5.5 300 3564 3 200 299

DP600 1.0 4 3 150 331

TRIP700 2.0 8 7 300 4364 4 200 401

CP-W800 1.5 8 6 300 4224 3 200 402

AR

CEL

OR

Grades Thickness(mm)

Weldingspeed

(m/min)

Laserpower(kW)

Current(A)

MeanHardness(Hv 0.3)

FB450 2.0 7 8

150 362200 325250 318300 290

TRIP800 2.06 7 300 5105 6 150 5005 6 300 480

CP1000 2.0 7 8 200 430

THY

SS

EN

Gütegrad Stärke(mm)

Schweiß-geschwindigkeit

(m/min)

Laser-leistung

(kW)Strom(A)

Durchschnittl.Härte

(Hv 0.3)

DP500 1.2 8 5.5 300 3564 3 200 299

DP600 1.0 4 3 150 331

TRIP700 2.0 8 7 300 4364 4 200 401

CP-W800 1.5 8 6 300 4224 3 200 402

AR

CE

LOR

Gütegrad Stärke(mm)

Schweiß-geschwindigkeit

(m/min)

Laser-leistung

(kW)

Strom(A)

Durchschnittl.Härte

(Hv 0.3)

FB450 2.0 7 8

150 362200 325250 318300 290

TRIP800 2.06 7 300 5105 6 150 5005 6 300 480

CP1000 2.0 7 8 200 430

30

May 2009 - Mai 2009

Wie die Darstellung zeigt, wirkt sich die Erhöhung der Streckenenergieerheblich auf die Härtewerte von FB450, DP500 und DP600 aus,während TRIP800 oder CP1000 relativ unbeeinflusst bleiben. AndereTypen zeigen einen geringeren Einfluss auf die Härte.

Diese Ergebnisse bestätigen die vorherige Interpretation. Beimäßigem Gehalt an Kohlenstoff und Legierungselementen bringt dieErhöhung der Schweißenergie eine Verringerung der Härte, weil dasMikrogefüge stark verändert wird. In diesem Fall bleibt dieProduktivität hoch, da die Schweißgeschwindigkeit nicht verringertwerden muss. Bei Typen mit hohen Härtbarkeitseigenschaften ist dieEnergiesteigerung nicht groß genug, um wesentliche Veränderungendes Mikrogefüges herbeizuführen. Würde die Schweißenergie beidiesen Typen noch weiter erhöht, ergäbe sich zwar eine geringereHärte, aber es müssten Schweißverfahren mit höheremEnergieeintrag eingesetzt werden wie z.B. das MIG-Verfahren. Mitder WIG-Kombination oder dem reinen Laserverfahren, gibt es nurdie Möglichkeit, die Schweißgeschwindigkeit herabzusetzen oderden Brennfleck zu vergrößern, oder beides.

LASER- MIG HYBRIDSCHWEISSENVON ULTRAHOCHFESTEN STÄHLENEine weitere Option, die zur Härte-Verringerung in Betracht gezogenwerden kann, ist die Veränderung der chemischen Zusammensetzungdes Schweißgutes durch einen ganz bestimmten Zusatzwerkstoff.Diese Methode wird beim Laserdrahtverfahren schon eingesetzt, woder Zusatz im Schmelzbad aufgeschmolzen wird. Der einzige Nachteildieses Verfahrens ist die sich daraus ergebende geringereSchweißgeschwindigkeit (im Vergleich zum reinen Laserschweißen),da für das Aufschmelzen des Drahtes Energie benötigt wird.Manchmal ist es auch nicht ganz einfach, die Drahtposition vor demkleinen Schweißbad genau einzustellen.

Um akzeptable Schweißgeschwindigkeiten beizubehalten, haben wirdas Laser-MIG-Hybridschweißverfahren eingesetzt. Bei diesemVerfahren wird der Laser mit einem MIG-Lichtbogen im gleichenSchmelzbad kombiniert. Dieses Verfahren ist bekannt für seine hoheFlexibilität bei der Spaltüberbrückung im Vergleich zum Laserschweißenoder selbst zum Laser-WIG-Hybridverfahren. Ein weiterer Vorteil desVerfahrens ist die Möglichkeit, die Schweißnahtzusammensetzungdurch die Verwendung eines Drahtes (dessen Zusammensetzungveränderbar ist) zu modifizieren und das bei fast identischerSchweißgeschwindigkeit wie beim Laserschweißen. Durch dieMöglichkeit einen Metallpulverfülldraht einzusetzen, können erheblicheVeränderungen im Mikrogefüge der Schweißverbindung erzielt werden. Bei diesem Versuch haben wir galvanisierten (10µm) TRIP800 SStahl von Arcelor verwendet (Zusammensetzung siehe Tabelle IV).Diese Stahltypen (1,2 mm stark) wurden im CO2 Laserverfahren miteiner He/Ar/O2-Mischung und einem Metallpulverdraht(Zusammensetzung siehe Tabelle V) geschweißt.Tabelle IV

Tabelle V

Das Experiment wurde mit unterschiedlichen Laserstärken durchgeführt,wobei sich der Draht hinter dem Laserpunkt (3mm) befand. In diesemFall war es nicht möglich, den Draht in der führenden Position zuverwenden (obwohl dies bekanntlich zu den besten Ergebnissen bei derSpaltüberbrückung führt), da die Zn-Verdampfung so stark war, dass diegeschmolzenen Tropfen zurück oder zur Seite geschleudert wurden und

As it can be seen, FB450, DP500 and DP600 hardnessesare dramatically affected by the welding energy increase,while TRIP800 or CP1000 remain relatively unaffected.Other grades exhibit a mitigated hardness decrease.

These results fit very well with the previous interpretation.For moderate carbon and alloying element content theadditional energy increase decreases the hardness becausethe microstructure is largely modified. In this case theproductivity remains high because no welding speedreduction is needed. For high hardenability grades thisenergy increase is not high enough to induce significantmodifications of the microstructure. Actually if the weldingenergy was still increased on these grades the hardnesswould be lower and so, higher welding energy processes,like MIG welding, should be used. With the TIG combinationor laser alone, the only possibility would be to decrease thewelding speed, to enlarge the focus spot, or both.

LASER-MIG HYBRID WELDINGOF ULTRA HIGH STRENGTH STEELSAnother option to be considered to reduce the hardness isto modify the chemical composition of the fusion zone byadding a well chosen filler material. Usually it is done withthe laser wire process where the filler wire is melted into thewelding pool. The only drawback of this process is theconsequent welding speed reduction (to compare with laseralone) because energy is needed to melt the wire. To someextent it is also not easy to adjust with accuracy the wireposition ahead of the small melted pool.

To retain acceptable welding speeds, we have used thelaser-MIG hybrid process. In this process the laser iscombined with a MIG arc in the same melted pool. Thisprocess is known to give very good flexibility in terms of jointbridgeability to compare with laser single or even with thelaser-TIG hybrid process. Another advantage of this processis its unique ability to modify the welding joint compositionthrough the use of a wire (whose composition can bechanged) with at least the same welding speed than laseralone. By allowing a metal cored wire to be mixed with thebase metal, significant modifications of the weldmicrostructure can be achieved.

In this experiment we have used the TRIP800 gradegalvanized steel (10 µm) from Arcelor whose composition isindicated in table IV. These steels (1.2 mm thick) have beenCO2 laser welded with an He/Ar/O2 mixture and with a metalcored wire whose composition is indicated on table V.

Table IV

Table V

The experiments have been carried out with a different laserpower and the wire was behind the laser spot (3 mm). In thiscase it was not possible to use the wire in the leading position(although it is known to give the best results in terms of jointbridgeability) because the Zn vaporization was so strong that

GradeChemical composition

C Mn Si Al B S P Cr Ni

TRIP800 0.21 1.69 1.68 0.039 0.0002 0.002 0.014 0.027 0.023

Grade Ø(mm)

Chemical compositionC Mn Cr Si S Al Ti

MC025 0.21 1.69 1.68 0.039 0.0002 0.002 0.014 0.027

GütegradChemische Analyse

C Mn Si Al B S P Cr NiTRIP800 0.21 1.69 1.68 0.039 0.0002 0.002 0.014 0.027 0.023

Gütegrad Ø(mm)

Chemische AnalyseC Mn Cr Si S Al Ti

MC025 0.21 1.69 1.68 0.039 0.0002 0.002 0.014 0.027

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sich nicht mit der Schmelze vermischten. Wenn der MIG-Prozess hinterdem Laser gefahren wird, verdampft der Laser die Zinkbeschichtungund der MIG-Tropfenübergang verläuft normal. Die Ergebnisse in Bild 7zeigen die Härteprofile der Schweißnähte am TRIP800 Stahl, die mitunterschiedlichen Streckenenergien und Schweißverfahren (reinesLaser- und reines MIG-Verfahren, sowie zwei hybride MIG-Verfahren mitunterschiedlichen Parametern) hergestellt wurden. Es wird deutlich, dassbeim Einsatz des hybriden MIG-Verfahrens die Härte der Schweißnahterheblich sinkt und zwar, in Abhängigkeit von den Parametern, auf Wertezwischen 290 und 340 HV im Vergleich zu 550HV beim reinenLaserverfahren. Trotzdem ist die WEZ noch immer hart.

Bild 8 zeigt einen typischen Markoschliff.Aufgrund der geringen Materialstärke wurdehier der Short-arc Tropfenübergang gewählt.Natürlich können die Schweißgeschwindigkeitund die Drahtvorschubgeschwindigkeitsowie die Überwölbung an der Nahtober- undUnterseite in Anhängigkeit von derLaserleistung variieren.

Diese Ergebnisse werden auf der Grundlagevon Bild 4 interpretiert. Die tatsächlicheZusammensetzung der Schweißnaht ist eineMischung aus Grundwerkstoff- undDrahtzusammensetzung. Daher wurden mitdem MC025-Draht, dessen Gehalt anKohlenstoff und Legierungselementengering ist, wesentliche Verbesserungen inder Schmelzzone erzielt und die Härtbarkeitwurde drastisch gesenkt. Außerdem hat dasMikrogefüge, wie in Bild 9 zu erkennen, eineNadelferritstruktur, denn hier haben Titanund Sauerstoff im Draht die entsprechendeWirkung gezeigt. Allerdings ist zu bedenken,dass die chemische Zusammensetzungder Schweißnaht sehr stark durch dieAufmischung beeinflusst wird. DieHomogenität der Mischung von Draht undGrundwerkstoffschmelze ist ebenfalls einProblem und kann, wenn sie nicht gut ist, zuHärteunterschieden innerhalb derSchweißnaht führen.

Wie in Bild 9 gezeigt, kann innerhalb der WEZnichts erreicht werden. Das Mikrogefüge istnoch immer voll martensitisch und zeigt,dass auch mit der Hybridtechnik die

the melted droplets were pushed back or aside and thuscould not mix within the melted pool. With the arc on the trail,the laser vaporizes the Zn coating and the MIG transferbecomes efficient. The results indicated in figure 7 show theweld hardness profiles within the TRIP800 welds at differentwelding energies for laser alone, MIG single and two hybridMIG with different set of parameters. It is shown that whenusing the hybrid MIG process the melted zone hardness isdramatically reduced: between 290 and 340 HV dependingon the parameters, compared with more than 550 HV forlaser alone. However the HAZ is still hard.

In figure 8 a typical macrograph isshown. In this case, because of thesmall thickness of the pieces the short-arc transfer mode was used. Ofcourse, depending on the laser power,welding speed and wire feed speed,the reinforcement, both on the top andbottom of the weld, may varyaccordingly.

These results are interpretated on thebasis of figure 4. The real compositionto be taken into account into themelted zone is a mix of the base metalcomposition and the wire composition.Hence, with the MC025 wire where thecarbon and alloying element levels arevery low, significant improvements aremade into the melted zone and itshardenability is dramatically reduced.Moreover, as shown in figure 9, themicrostructure of the melted zone is ofthe acicular ferrite type because in thiscase the titanium and oxygen withinthe wire have played their role. Itshould be mentioned however thatthese results are very sensitive to thedilution which determines the chemicalanalysis of the melted zone. The mixhomogeneity between the wire and themelted pool is also a concern and if notdone properly could lead to a hardnessgradient within the weld.

Within the HAZ however, as illustratedin figure 9, nothing can be done. The

Distance to the melted zone axis - Abstand zur Nahtmitte (mm)0 1 432-4 -3 -1-2

0

600

400

350

100

Har

dne

ss -

Här

te (H

v0.3

)

200

500

MG: EL = 140 kJ/m

Hybrid T58: EL = 137 kJ/mLaser: EL = 56 kJ/m

Hybrid T56: EL = 90 kJ/m

MG: EL = 140 kJ/m

Hybrid T58: EL = 137 kJ/mLaser: EL = 56 kJ/m

Hybrid T56: EL = 90 kJ/m

Fig.7: Laser, MIG and Hybrid MIG weld hardnesses on TRIP800 steel

Bild 7: Laser, MIG und Hybrid MIG: Schweißnahthärte an TRIP800 Stahl

Fig.8: Macrography of the T56 trial(4 kW, 4 m/min welding speed, 4 m/min wire feed speed)

Bild 8: Makroschliff des Versuchs mit T56 (4kW, 4m/minSchweißgeschwindigkeit, 4m/min Drahtvorschub)

Fig.9: T56 microstructures of the melted zone (left)and the HAZ (right)

Bild 9: T56 Mikrogefüge der Schweißnaht (links)und der WEZ (rechts)

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May 2009 - Mai 2009

Streckenenergie immer noch zu schwach ist, um die starke Neigungdes Grundwerkstoffes zum Aufhärten zu reduzieren.

Es wurde gezeigt, dass das Laserschweißen von ultrahochfestenStählen aufgrund der Abkühlungsbedingungen und derchemischen Zusammensetzung dieser Stahltypen zu sehr hartenSchweißnähten führt, die gewöhnlich einen hohen Gehalt anKohlenstoff und Legierungselementen haben. Die einzigeMöglichkeit, die Härte zu reduzieren, besteht in einer Erhöhung derStreckenenergie durch eine Senkung der Schweißgeschwindigkeit,die meist nicht akzeptiert wird. Eine weitere Option ist der Einsatzvon Laser-WIG Hybridverfahren mit höherer Streckenenergie beigleicher Schweißgeschwindigkeit. Allerdings kann letztere Lösungin Abhängigkeit von der chemischen Zusammensetzung derultrahochfesten Stähle nicht immer zu einer wesentlichen Senkungder Härte beitragen. Mit dem Einsatz des Laser-MIG-Hybridverfahrens erzielt man die besten Ergebnisse bei derReduzierung der Härte. Dies ist vor allem auf die Möglichkeitzurückzuführen, die chemische Zusammensetzung derSchweißnaht durch den Schweißdraht, dessen Zusammensetzungmaßgeschneidert werden kann, zu beeinflussen. Allerdings kann jenach Anwendung das Verfahrensfenster sehr eng sein und dieNahtüberhöhung ein Problem darstellen.

microstructure is still fully martensitic and it demonstratedthat even with the arc, the welding energy is too small toadapt to the high hardenability of the parent metal.

In conclusion, it has been shown that laser welding of UltraHigh Strength Steels gave very hard welds as aconsequence of the laser thermal cycle combined with thechemical analysis of these steels usually rich in carbon andalloying elements. The only way to reduce the hardness is toincrease the welding energy, thus to decrease the weldingspeed which is very often not acceptable. Another option isto use the laser – TIG hybrid process where the arc/lasercombination allows a welding energy increase withoutsacrificing the welding speed. However, depending on theUHSS chemical analysis, this last option might not give asubstantial hardness decrease. The use of the laser – MIGhybrid process, and particularly its unique ability to modifythe chemical analysis of the weld through the use of weldingwires whose composition can be tailored, gives the bestresults in terms of hardness reduction. However, dependingof the applications, the process window is narrow and thereinforcement may be a problem.

F. BRIAND - O. DUBET - P. LEFEBVRE - G. BALLERINIAIR LIQUIDE / CTAS -13 rue d'Epluches, Saint Ouen l'Aumône, 95315 Cergy Pontoise, France.

The authors would like to thank Arcelor for providing the workpieces.Die Autoren danken Arcelor für die Bereitstellung der Proben.

[1] Use of ULSAB technologies by automakers growing rapidly, AISI Press Release, Feb 2000.[2] Vision of Materials & Process in Automotive Industrie, Conference Berlin Nov. 2002.[3] ULSAB-AVC – PES Engineering Report, Materials and Processes, Oct. 2001.[4] ULSAB-AVC – TTD #6 – Appendix III, Jun. 2001.

[5] Goklue, Schaumann, Thyssen Krupp Stahl AG: Herstellung, Eigenschaften und Fuegeverhaltenhoeherfester mehrphasiger Staehle. In Duennblechverarbeitung, Conference SLV Munich 03.2003.

[6] P. Cordini, PhD Thesis Hybridschweissen von verzinktem Stahlfeinblech, HannoverUniversität, 2003

BIBLIOGRAPHY: / LITERATURHINWEISE:

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