Het lassen van Aluminium-Zink-Magnesium legeringen met experimentele toevoegdraad van vergelijkbare samenstelling

Het lassen van Aluminium-Zink-Magnesium legeringen met experimentele toevoegdraad van vergelijkbare samenstelling E.J. Tienstra

Afstudeerverslag Faculteit der Scheikundige Technologie en der Materiaalkunde Vakgroep Toepassing van Materialen i n Construkties Sektie Lastechnologie en Niet-Destruktief Onderzoek Oktober 1990

Begeleiders: Ir. T. Luyendijk Ir. H . V u i k Afstudeerdocent: Prof. dr. G. den Ouden

Inhoud

Samenvatting

Summary

1 Inleiding

1

2 Theoretische aspecten

3

2.1 Inleiding

3

2.1.1 Precipitatieharding

3

2.1.2 Warmscheuren

4

2.2 Kenmerken van Aluminium-Zink-Magnesium-legeringen

6

2.3 Lasbaarheid van Aluminium-Zink-Magnesium-legeringen

7

2.3.1 Verontreinigingen

8

2.4 Ontwikkelen van lastoevoegmaterialen

10

2.5 Berekening afkoeltijd

11

3 Experimentele opzet

13

3.1 Inleiding

13

3.2 Temperatuursmetingen

13

3.3 Lassimulatie

15

3.4 Draadproduktie

17

3.5 Lassen

18

4 Resultaten en bespreking

20

4.1 Lassimulaties

20

4.2 Lasproeven

24

4.2.1 Hardheidsmetingen

24

4.2.2 Mechanische beproeving

25

4.2.3 Warmscheuren

26

4.3 R ö n t g e n - m i c r o a n a l y s e

27

5 Konklusies en aanbevelingen

29

6 Referenties

Appendix

Tabellen

Figuren

Samenvatting

In

dit

verslag

worden

de

resultaten

gepresenteerd

van

een

afstudeeronderzoek verricht b i j de fakulteit der Scheikundige Technologie en der Materiaalkunde van de Technische Universiteit Delft. Er is onderzoek verricht naar het lassen van precipitaatgehard A l u m i n i u m Z i n k - M a g n e s i u m p l a a t m a t e r i a a l (12 m m ) m e t l a s t o e v o e g d r a a d

van

vergelijkbare samenstelling. A a n de draad is enig (0,2%) zirkoon toegevoegd. Z i r k o o n w e r k t als k o r r e l v e r f i j n e r o m w a r m s c h e u r e n

i n de las te

voorkomen. De samenstelling van het toevoegmateriaal is gekozen op basis van Hteratuur onderzoek. Deze draad is i n eigen beheer, i n samenwerking met het Metaalinstituut-TNO, vervaardigd. Het toevoegmateriaal gaf problemen, i n de las ontstonden grote p o r i e ë n als gevolg van wateropname op het (ruwe) oppervlak en waterstofopname i n de draad. D i t w e r d veroorzaakt door het beitsen i n N a O H oplossing. H e t percentage zink i n de las bleek de h e l f t van dat i n de toevoegdraad, tijdens het lassen is een deel van het zink verdampt. Er z i j n ook lassimulatieproeven verricht. H i e r b i j bleek het meten van de h a r d h e i d p r o b l e m a t i s c h . Z o w e l Vickers als B r i n e l l m e e t m e t h o d e n z i j n aangewend. Op grond van deze lassimulatieproeven kan gesteld worden dat de w a r m t e b e ï n v l o e d e z ó n e na verouderen niet overal de oorspronkelijke hardheid terugkrijgt.

Summary

I n this report the results are presented of an experimental study concluding the graduate course i n Materials Science and E n g i n e e r i n g at the D e l f t University of Technology. The research p r o j e c t concerned

the w e l d i n g of p r e c i p i t a t i o n h a r d e n d

aluminium-zinc-magnesium plate (12 m m ) material using filler material of comparable composition. A small amount (0,2%) of z i r c o n i u m was added to the f i l l e r m a t e r i a l to i n f l u e n c e w e l d s o l d i f i c a t i o n b e h a v i o u r .

The

composition of the filler material was chosen on basis of a literature study. The f i l l e r material was fabricated i n cooperation w i t h the M e t a l Research Institute T N O . The f i l l e r material used gave problems, a large number of b i g pores was f o r m e d i n the w e l d due to absorption of hydrogen and water by the filler material. This was caused by the use of a N a O H etching solution f o r the cleaning of the filler material. The zinc content i n the w e l d proved to be half of that i n the filler material; d u r i n g w e l d i n g part of the zinc evaporated. W e l d simulation tests were also carried out. Hardness measurement on these samples gave i r r e p r o d u c i b l e results. Vickers as w e l l as Brinell hardness testing was used. Based on these w e l d simulation tests i t can be stated that the heat affected zone after ageing does not everywhere regain its original hardness.

1 Inleiding

T e n b e h o e v e v a n de v l i e g t u i g i n d u s t r i e w o r d e n er steeds n i e u w e a l u m i n i u m - l e g e r i n g e n o n t w i k k e l d . De voornaamste d r i j f v e e r achter deze ontwikkelingen is dat er i n de vliegtuigindustrie geld te verdienen valt door gewicht te besparen. Er begint interesse te komen i n het gebruik van deze vliegtuiglegeringen voor meer laag-bij-de-grondse toepassingen. Een nadeel hierbij is dat de prijs van deze legeringen hoger is dan van de tot nogtoe gebruikte a l u m i n i u m konstruktielegeringen. De a l u m i n i u m legeringen met een redelijke sterkte (+ 180 N/mm^)

die rond

de tweede w e r e l d o o r l o g o n t w i k k e l d z i j n , k o n d e n niet of m o e i l i j k met de destijds v o o r h a n d e n z i j n d e lasprocessen v e r b o n d e n w o r d e n . De u i t de v l i e g t u i g b o u w bekende v e r b i n d i n g s m e t h o d e n (bouten, k l i n k e n , l i j m e n ) werden w e l aangewend. De commerciële beschikbaarheid van gasbooglasproccessen (TIG, M I G ) vlak na de tweede wereldoorlog maakte het mogelijk o m ook gelaste konstrukties te verwezelijken. I n de jaren v i j f t i g werden sterkere legeringen o n t w i k k e l d , wat voornamelijk bereikt w e r d door het magnesiumgehalte op te voeren (tot ongeveer 5%). Deze legeringen zijn met de genoemde gasbooglasproccessen goed lasbaar. Zo kunnen

sterkten

van ongeveer

300 N / m m ^

bereikt worden (in

zachtgegloeide toestand). H e t bleek m o g e l i j k nog hogere sterkten te bereiken door met koper te legeren. Er kunnen treksterkten van r o n d de 500 N/rnrrx^

gehaald worden,

(figuur 1). Het koper zorgt er echter voor dat met smeltlasproccessen geen of met zeer veel moeite een goede verbinding tot stand gebracht k o n worden. H e t p r o b l e e m b i j het lassen v a n deze l e g e r i n g e n is het ontstaan v a n warmscheuren. Deze legeringen w o r d e n gelast met aluminium-magnesiumlegeringen, die w a r m s c h e u r o n g e v o e l i g z i j n , maar helaas een geringere sterkte hebben. O n t w i k k e l i n g s w e r k aan lasbare sterke a l u m i n i u m legeringen richtte zich v e r v o l g e n s op z i n k h o u d e n d e

aluminium-magnesium legeringen

( A l Z n M g ) . Deze legeringen bieden een 30% hogere sterkte dan a l u m i n i u m 1

magnesium legeringen. Smeltlassen van deze legeringen is mogelijk maar houdt een verlies aan sterkte i n omdat deze legeringen h u n sterkte danken aan precipitatieharding na warmtebehandeling. W e l bleek dat de sterkte zich, door natuurlijke veroudering, na verloop van t i j d gedeeltelijk herstelde, zie f i g u u r 2. D i t is dan ook é é n v a n de redenen w a a r o m deze legeringen aantrekkelijk zijn voor gebruik i n konstrukties waaraan gelast moet worden. Deze voor het lassen ontwikkelde legeringen bevatten w e i n i g of helemaal geen koper waardoor ze beter lasbaar zijn. Deze legeringen z i j n w e l zwakker dan k o p e r h o u d e n d e legeringen. De m a x i m a l e treksterkte die met deze legeringen bereikt kan worden, ligt i n de buurt van de 350

N/mn^.

Ook deze legeringen w o r d e n , i n verband met warmscheuren, gelast met a l u m i n i u m - m a g n e s i u m legeringen. Door o p m e n g i n g z i j n er sterkten te behalen groter dan die van het toevoegmateriaal, vooral b i j dunne plaat. De sterkte is echter n o g n i e t zo g r o o t als die v a n het basismateriaal, het probleem is hier de geringe sterkte van de las w a a r v a n de sterkte moet overeenkomen met de sterkte van het basismateriaal. H i e r v o o r zouden dan A l Z n M g ( C u ) - l e g e r i n g e n g e b r u i k t moeten w o r d e n . Deze materialen z i j n echter zeer warmscheurgevoelig. Het warmscheuren van de las kan worden opgelost door b e ï n v l o e d i n g van de stolling van het lasmetaal. D i t kan op verschillende manieren gebeuren: 1. Door het inbeweging brengen van het lasbad, d i t kan door magnetisch roeren of het pendelen van de lastoorts, maar ook door pulserend lassen; 2. Door te legeren met korrelverfijners. I n d i t onderzoek is gekeken naar m o g e l i j k h e i d 2: het legeren van het toevoegmateriaal met korrelverfijners. Binnen het onderzoeksprogramma lOP-Metalen is een programma gestart g e r i c h t op de o n t w i k k e l i n g v a n z u l k e t o e v o e g m a t e r i a l e n . D i t w o r d t uitgevoerd i n een samenwerkingsverband tussen het Metaalinstituut-TNO en de Technische U n i v e r s i t e i t D e l f t . I n d i t verslag w o r d e n de resultaten gemeld van een afstudeeronderzoek i n het kader van d i t programma. Er z i j n lasverbindingen tot stand gebracht met experimenteel vervaardigde draad. Ook z i j n er lassimulaties verricht op A l Z n M g plaat.

2

2. Theoretische aspekten 2.1 Inleiding

Hieronder w o r d e n een aantal begrippen behandeld voorafgaand aan een bespreking v a n de gebruikte materialen. H i e r b i j is v o o r n a m e l i j k gebruik gemaakt van twee Hteratuurstudies; de eerste is de uitgebreidste en heeft als titel: "Literatuurstudie naar de metallurgische lasbaarheid van A l Z n M g ( C u ) legeringen" v a n A . G a l e s [ l ] . De tweede is de l i t e r a t u u r studie v e r r i c h t voorafgaand aan d i t afstudeer onderzoek en is getiteld: "De lasbaarheid van de p r e c i p i t a t i e h a r d e n d e

a l u m i n i u m - l i t h i u m en a l u m i n i u m - z i n k -

magnesium legeringen" [2].

2.1.1 Precipitatieharding

Onder p r e c i p i t a t i e h a r d i n g verstaat men de h a r d i n g ten gevolge v a n de v o r m i n g van een f i j n verdeelde uitscheiding van een tweede fase u i t een h o m o g e n e vaste o p l o s s i n g [ 3 ] . Deze u i t s c h e i d i n g e n k u n n e n o p twee manieren plaatsvinden: koherent of inkoherent. I n het eerste geval heeft de uitscheiding dezelfde kristalstruktuur als het kristal. I n het tweede geval is dit niet zo en heeft de uitscheiding een eigen kristalstruktuur. De koherente uitscheidingen kunnen

zeer e f f e k t i e v e b a r r i è r e s v o r m e n v o o r de

dislokatiebeweging, waardoor een grote sterkte- en hardheidstoename w o r d t veroorzaakt. D i t is de precipitatieharding die berust op een v e r m i n d e r i n g van de oplosbaarheid i n de vaste fase van legeringselementen b i j dalende temperatuur. De gang v a n zaken b i j het harden is als v o l g t : de temperatuur v a n de legering w o r d t zodanig verhoogd dat

homogene mengkristallen ontstaan.

Voorwaarde is dat de legering voldoende lang op verhoogde temperatuur v e r b l i j f t z o d a t de o p l o s s i n g en de r e g e l m a t i g e v e r d e l i n g v a n

de

legeringsatomen via een diffusieproces kan plaatsvinden. Deze behandeling heet oplosgloeien. Als hierna langzaam w o r d t afgekoeld v i n d t er ontmenging plaats. Voor het 3

precipitatieharden moet deze ontmenging o n d e r d r u k t w o r d e n . D i t w o r d t gedaan door snel af te koelen, het afschrikken. De legering bevindt zich dan i n een metastabiele toestand, daar de kristallen n u sterk oververzadigd zijn met

legeringselementen.

Door

de

lage

diffusiesnelheid kan

de

evenwichtstoestand b i j kamertemperatuur echter niet bereikt worden. Bij een nieuwe verhoging van de temperatuur zal, door een verhoging van de d i f f u s i e s n e l h e i d , de uitscheiding van de legeringselementen

kunnen

plaatsvinden. Er v o r m t zich een uiterst f i j n e tweede fase i n de kristallen. Deze fase v e r o o r z a a k t

een

toename i n sterkte

en h a r d h e i d ,

de

precipitatieharding of veroudering. Het precipiteren is een kiemvormings-en groeiproces, maar het hoeft niet zo te z i j n dat u i t een k i e m direkt de uiteindelijke precipitaten groeien. Tussen b e g i n en e i n d p u n t v a n het precipitatieproces k u n n e n é é n of meerdere t u s s e n v o r m e n , w a a r v a n k i e m v o r m i n g m a k k e l i j k e r is, o p t r e d e n . Deze s t r u k t u r e n , die met behulp van r o n t g e n d i f f r a k t i e waargenomen

kunnen

worden, worden naar de ontdekkers Guinier-Preston zones genoemd. Bij precipitatie op verhoogde temperatuur spreekt men van kunstmatige veroudering, b i j kamertemperatuur van n a t u u r l i j k e veroudering. D i t laatste is

een

omkeerbaar

is

een

o r d e n i n g s p r o c e s w a a r b i j de m a t r i x z i c h i n b e p a a l d e g e b i e d e n

met

legeringsatomen

proces.

verrijkt.

De

natuurlijke veroudering

D i t gaat gepaard m e t een toename v a n de

h a r d h e i d en s t e r k t e . Een t e m p e r a t u u r s v e r h o g i n g

z a l de v e r r i j k i n g

geleidelijk weer te niet doen. De p r e c i p i t a t i e h a r d i n g kan niet onbeperkt voortgezet w o r d e n . Te lange v e r b l i j f s t i j d op de precipitatietemperatuur kan tot gevolg hebben dat de precipitaten uitgroeien. Er worden dan grove precipitaten gevormd die niet meer koherent met de matrix zijn. Deze grove precipitaten z i j n een minder goede

barrière

voor

de

dislokatie

beweging.

Dit effekt

wordt

oververoudering genoemd.

2.1.2 Warmscheuren

Bij het booglassen is het smeltbad over het algemeen i n beweging. Hiervoor z i j n z o w e l elektromagnetische

k r a c h t e n , de s t u w e n d e k r a c h t v a n het 4

b o o g p l a s m a , de o p p e r v l a k t e s p a n n i n g s g r a d i ë n t v a n het s m e l t b a d en eventueel de druppels die i n het smeltbad vallen verantwoordelijk. Deze beweging binnen het smeltbad zorgt ervoor dat over het algemeen een r e d e l i j k homogene samenstelling w o r d t verkregen. D i t w i l echter niet zeggen dat segregatie op micro-en macroschaal niet voorkomen. Tengevolge v a n de dendritische s t o l l i n g v a n het (epitaxiale en k o m p e t i t i e v e groei) lasmetaal

ontstaan

bij

legeringen

altijd

microsegregatie

van

legeringselementen aan het stolfront. Tot welke p r i m a i r e lasstruktuur het m e c h a n i s m e v a n de e p i t a x i a l e en k o m p e t i t i e v e g r o e i l e i d t , is mede afhankelijk van de v o r m van het lasbad (rond, ovaal, of druppelvormig). De dendritische struktuur w o r d t fijner naarmate de warmte-inbreng lager is. Een fijne dendritische struktuur heeft de beste mechanische

eigenschappen

en is meestal het minst gevoelig voor warmscheuren. Volgens de definitie worden warmscheuren gevormd b i j hoge temperatuur, h o g e r d a n de h e l f t v a n h e t s m e l t p u n t o f de o n d e r g r e n s

v a n het

smelttrajekt[4]. Deze scheuren k u n n e n b i j lassen, maar ook b i j gieten of w a r m v e r v o r m e n ontstaan. De scheuren verlopen interkristallijn. Naar het scheurmechanisme

w o r d e n twee

typen onderscheiden,

namelijk

stolscheuren en smeltscheuren. I n lasmetaal dat een stoltrajekt heeft k u n n e n stolscheuren ontstaan. De scheuren onstaan aan het einde van het stollen, b i j een temperatuur aan de ondergrens v a n het stoltrajekt. De p r i m a i r e dendrieten die u i t de smelt groeien komen i n kontakt met elkaar waardoor er een netwerk ontstaat. Als de s m e l t a f k o e l t k r i m p t het m e t a a l . H e t l a s m e t a a l s c h e u r t als de k r i m p s p a n n i n g e n groot genoeg z i j n . I n d i e n er nog voldoende vloeistof aanwezig is, is het mogelijk dat de scheuren weer vollopen, d i t staat bekend als eutectic healing. Smeltscheuren kunnen optreden i n de w a r m t e - b e ï n v l o e d e zone als er op de k o r r e l g r e n z e n of v o o r m a l i g e k o r r e l g r e n z e n een l a a g s m e l t e n d e fase aanwezig is. Het is mogelijk dat deze fase zich over het oppervlak van de korrel verspreidt. D i t is afhankelijk van de oppervlaktespanning. De dan zwak geworden struktuur kan de krimpspanningen niet meer opvangen. Segregatie kan een bron z i j n voor het ontstaan van een laagsmeltende fase. I n de l a a t s t e fase v a n de s t o l l i n g w o r d e n l e g e r i n g s e l e m e n t e n 5

en

verontreingingen door de groeiende dendrieten uitgestoten. Hierdoor kan segregatie op de grensvlakken ontstaan. Deze laatst stollende vloeistof gedraagt

zich

hierbij

als

een

laagsmeltende

fase

en

moet

de

krimpspanningen opvangen.

2.2 K e n m e r k e n van A l u m i n i u m - Z i n k - M a g n e s i u m - l e g e r i n g e n I n het verleden z i j n er diverse binaire A l - Z n legeringen i n gebruik geweest, maar deze z i j n bijna alle i n o n b r u i k geraakt, behalve i n die samenstellingen die g e b r u i k t k u n n e n w o r d e n als opofferingsanode ter bescherming van stalen konstrukties i n kontakt met zeewater. De oplosbaarheid van z i n k en magnesium i n het a l u m i n i u m mengkristal is weergegeven i n f i g u u r 3[5]. Te zien is dat verschillende binaire randfasen zoals AlgMgg, MgZn2 en een ternaire fase T voorkomen. A l - M g Z n 2 en A l - T kunnen tot een zekere grens als quasi binair beschuwd w o r d e n (eutectische temperatuur resp. 475°C en 489°C). Het gebied waarin A l g M g g en de T fase voorkomen is ternair eutectisch b i j een temperatuur van 450°C. I n het gebied A l - T - Z n v i n d t b i j 475°C een vierfase omzetting plaats waarbij de ternaire fase overgaat i n de binaire fase MgZn2. I n een verdere vierfase omzetting ontstaat b i j 365°C en een voldoende hoog zinkgehalte de fase M g Z n 2 die tenslotte samen met A l en Z n b i j een temperatuur van 343°C eutectisch stolt. De n u i n gebruik zijnde technische legeringen bevatten 3 tot 7% Z n en 0,8 tot 3% M g ( Z n + M g van 4,5 tot 8,5%), samen met kleine toevoegingen (0.1 tot 0,3%) van een of meer van de elementen C u , M n , Cr en Zr. D i t laatste voor de k o r r e l v e r f i j n i n g . Legeringen met de globale samenstelling A l Z n 5 M g 0 . 7 w o r d e n z o w e l als gietlegering als kneedlegering toegepast. Deze l e g e r i n g geeft o p t i m a l e mechanische eigenschappen

bij natuurlijke veroudering. Algemene

eigenschappen z i j n de k o m b i n a t i e van goede corrosieweerstand, goed uiterlijk (na anodiseren e.d.), goede verspaanbaarheid, maatvastheid en een hoge sterkte die bereikt kan worden via natuurlijke veroudering of (in een produktie proces) na tweevoudige warmtebehandeling [6] . 6

Verantwoordelijk

voor

deze

sterkte

is

de

fijne

verdeling

van

intermetallische v e r b i n d i n g e n T)' ( = MgZn2) precipitaten i n de matrix. De legeringen z i j n niet geschikt voor gebruik op hoge temperatuur vanwege de d a n o p t r e d e n d e o v e r v e r o u d e r i n g . Tabel 1 geeft een o v e r z i c h t v a n de mechanische eigenschappen, lasbaarheid en corrosieweerstand v a n de diverse A l Z n M g legeringen [5 7 8 9 10]. A l l e legeringen vertonen i n de giettoestand n a t u u r l i j k e v e r o u d e r i n g en h a r d e n u i t i n een p e r i o d e v a n enige w e k e n . I n deze toestand, o f na kunstmatige veroudering, of spanningsvrij gloeien, kan een rekgrens bereikt w o r d e n van 115-260 MPa en een treksterkte van 210-310 MPa, afhankelijk van de samenstelling. De sterkte eigenschappen zijn relatief ongevoelig voor de afkoelsnelheid vanaf hoge temperaturen. Er is een behoorlijk herstel van de sterkte door natuurlijke veroudering na het lassen en treksterkten van 320 MPa z i j n verkregen zonder verdere warmtebehandeling. D i t effekt is zowel voor de w a r m t e b e ï v l o e d e zone als voor de las weergegeven i n f i g u u r 4[11]. Opvallend i n f i g u u r 4 is het feit dat er een duidelijk verschil is tussen het lassen aan k o u d u i t g e h a r d b a s i s m a t e r i a a l

en w a r m u i t g e h a r d

basismateriaal met betrekking tot de uiteindelijke sterkte van het lasmetaal en de WBZ. A l s de temperatuur van het materiaal te lang tussen 200°C en 300°C v e r b l i j f t ontstaat er o v e r v e r o u d e r i n g . D i t h o u d t i n dat er grove precipitaten

ontstaan,

waardoor

de

mechanische

eigenschappen

achteruitgaan. Onderzoek [12 13 14] heeft aangetoond dat gebieden i n de W B Z die bij het lassen tussen 2 0 0 ° C en 300°C v e r h i t z i j n geweest ook na v e r n i e u w d e warmtebehandeling zwakker bijven dan de rest van het materiaal. D i t is te zien i n figuur 4[11].

2.3 Lasbaarheid van Aluminium-Zink-Magnesium-legeringen

M e t lasbaarheid v a n a l u m i n i u m l e g e r i n g e n w o r d t meestal b e d o e l d de m e t a l l u r g i s c h e l a s b a a r h e i d . H e t gaat d a n o m de k w a l i t e i t v a n de lasverbinding i n materiaalkundig opzicht. De uiteindelijke sterkte van de v e r b i n d i n g is meestal het belangrijkste k r i t e r i u m . H e t p r o b l e e m b i j het lassen van aluminiumlegeringen is het ontstaan van p o r i ë e n i n de las, b i j 7

AlZnMg-legeringen z i j n er additionele problemen. Deze problemen z i j n het o p t r e d e n v a n w a r m s c h e u r e n en het verlies v a n sterkte i n de W B Z als gevolg van oververoudering of oplosgloeien. De gevoeligheid van A l Z n M g legeringen voor warmscheuren is het grootst voor

l e g e r i n g e n m e t een

magnesiumpercentage

van

1% en

een

zinkpercentage tussen de 3,5 en 6%. Veel bekende A l Z n M g legeringen (7003, 7005, 7020) hebben een chemische samenstelling die i n d i t gebied ligt, zie tabel 2. De w a r m s c h e u r g e v o e l i g h e i d v a n A l Z n M g l e g e r i n g e n k a n v e r m i n d e r d w o r d e n door het magnesiumgehalte te verhogen tot 2% of hoger. H i e r b i j mag de som van de percentage Z n + M g niet boven de 6% uitkomen, omdat dan de gevoeligheid voor spanningcorrosie toeneemt. Bij de meeste A l Z n M g legeringen mag de temperatuur voor het oplossend gloeien over een groot gebied v a r i ë r e n zonder dat d i t van invloed is op de uiteindelijke sterkte na uitharden. D i t maakt deze legeringen geschikt voor het gebruik i n gelaste konstrukties. Zie f i g u u r 5[5] waarin te zien valt dat gloeitemperaturen tussen de 350°C en 500°C nauwelijks invloed hebben op de sterkte van verschillende A l Z n M g legeringen. D i t geldt niet voor alle A l Z n M g legeringen. De mate w a a r i n de afkoelsnelheid de u i t e i n d e l i j k e sterkte b e ï n v l o e d t

w o r d t bepaald door z o w e l de som v a n het z i n k en

magnesiumgehalte als de verhouding van het zink en magnesiumgehalte. De niet meer i n de n o r m opgenomen l e g e r i n g A l Z n 5 M g 3 met een 30% hoger gehalte aan zink en magnesium te opzichte van de A l Z n 4 , 5 M g l en een 50% kleinere v e r h o u d i n g van Z n : M g is aanmerkelijk gevoeliger voor de snelheid waarmee afgekoeld w o r d t na oplosgloeien. Onderzoekers van de universiteit van B i r m i n g h a m hebben een d i a g r a m opgesteld dat de warmscheurgevoeligheid als f u n c t i e van het Z n en M g gehalte weergeeft. D i t diagram is weergegeven i n f i g u u r 6[15]. Er blijkt u i t dat de invloed van het magnesium gehalte op de warmscheurgevoeligheid veel groter is dan de invloed van het zinkgehalte. Het magnesium gehalte moet dan ook boven de 2% liggen o m de laagste warmscheurgevoeligheid te bereiken. Mogelijk k o m t d i t door de invloed van het magnesium op de korrelgrootte, bij toenemend magnesiumgehalte 8

i n A l Z n M g - l e g e r i n g e n neemt

de

korrelgrootte af. Een fijnere struktuur is minder gevoelig voor het ontstaan v a n warmscheuren. De afname v a n de k o r r e l g r o o t e als f u n k t i e van het magnesiumgehalte is weergegeven i n f i g u u r 7[16]. Het magnesiumgehalte moet dus zo hoog mogelijk z i j n , d i t w o r d t door meerdere onderzoekers bevestigd, zie figuur 8[16]. U i t dezelfde figuur blijkt dat zink een geringere invloed heeft op de gevoeligheid voor warmscheuren dan magnesium. Lassen v a n A l Z n M g l e g e r i n g e n z i j n m e t sukses g e m a a k t m e t een toevoegmateriaal met een magnesiumgehalte tussen de 2 en 4% en een zinkgehalte tussen de 3 en 5% [17]. Hierbij zijn sterkten bereikt van zo'n 350 N / m m ^ (figuur 9[17]).

2.3.1 Verontreinigingen Z o w e l i n het basismateriaal als i n het toevoegmateriaal z i j n altijd geringe hoeveelheden van andere dan legeringselementen aanwezig. De invloed van deze elementen op de warmscheurgevoeligheid is door verschillende onderzoekers

o n d e r z o c h t . De a a n w e z i g h e i d v a n s i l i c i u m d o e t de

warmscheurgevoeligheid toenemen t e r w i j l ijzer d i t tegengaat[17]. Oeljanov en Dzjoegasjvilli [18] melden dat b i j een A l Z n M g legering met ongeveer 5% Z n en 4% M g de warmscheurgevoeligheid toeneemt met het siliciumgehalte (van 0,05 tot 0,75%). Z i j k o n k l u d e r e n dat het s i l i c i u m g e h a l t e zo laag mogelijk moet z i j n en dat het gehalte van silicium en ijzer samen niet hoger mag zijn dan 0,4%. D i t blijkt ook u i t figuur 10[15]. D i t is i n tegenspraak met ander onderzoek dat stelt dat de aanwezigheid van zowel silicium als ijzer een gunstige invloed op de warmscheurgevoeligheid heeft. U i t d i t onderzoek b l i j k t dat legeringen met 0,4% ijzer na het lassen scheurtjes bevatten, die verdwenen wanneer het siliciumgehalte toenam. Er is aangetoond [12] dat de aanwezigheid van ijzer en sihcium (0,2% Fe - 0,1% Si) i n A l Z n M g legeringen sterk de korrelgroei onderdrukt en dus een fijnere s t r u k t u u r geeft die m i n d e r warmscheurgevoelig is. Blijkbaar hangen de resultaten van het onderzoek sterk af van de legering en de kombinatie van legeringselementen en verontreinigingen. De a a n w e z i g h e i d v a n k o p e r i n A l Z n M g

9

legeringen vergroot

de

warmscheurgevoeligheid. H e t blijkt[19] dat de aanwezigheid van kleine percentages koper, minder dan 0,3%, i n A l Z n 4 , 5 M g l , 2 en AlZn3,5Mg2,5 deze legeringen altijd warmscheurgevoeliger maken. Zie f i g u u r 11 [20], waarin de resultaten van ringgietproeven z i j n weergegeven. H i e r u i t valt ook te zien dat

de

invloed

van

verontreinigingen groter

is

b i j een

laag

magnesiumgehalte. Gezien de invloed van magnesium op de korrelgrootte ligt d i t voor de hand. De warmscheurgevoeligheid neemt toe met het kopergehalte vanaf 0,05%, een percentage dat vaak al bij de produkte van legeringen aanwezig is. 2.4 Ontwikkelen van lastoevoegmaterialen

B i j het lassen v a n A l Z n M g is het o n t s t a a n v a n w a r m s c h e u r e n

een

probleem. Een van de wegen die bewandeld w o r d t o m d i t te verhelpen is het o n t w i k k e l e n v a n speciale l a s t o e v o e g m a t e r i a l e n . Gezocht w o r d t naar t o e v o e g m a t e r i a l e n d i e z o w e l een g e r i n g e w a r m s c h e u r g e v o e l i g h e i d vertonen als een las met dezelfde sterkte als die van het basismateriaal mogelijk maken. Deze sterkten z i j n alleen te halen met toevoegmaterialen die ongeveer dezelfde chemische samenstelling hebben als de A l Z n M g basismaterialen. Deze vertonen ook een n a t u u r l i j k e u i t h a r d i n g net als het b a s i s m a t e r i a a l , maar hebben echter o o k d e z e l f d e g e v o e l i g h e i d v o o r warmscheuren. Doorgaans worden A l Z n M g legeringen met niet veredelbaar toevoegmateriaal gelast. Zeker b i j grotere lasdikten w o r d t dan niet meer geprofiteerd van de sterkte van het basismateriaal, d i t vanwege de geringere opmenging. Het toevoegen van kleine hoeveelheden titaan aan het lastoevoegmateriaal is volgens meerdere onderzoekers een goede manier o m warmscheuren tegen te gaan. Titaan w o r d t i n het algemeen aan a l u m i n i u m toegevoegd omdat het als korrelverfijner werkt. Een fijnere s t r u k t u u r heeft bovendien een hogere treksterkte en breukrek. De w e r k i n g v a n een k o r r e l v e r f i j n e r is n o g o n d e r w e r p v a n discussie. V o o r a l s n o g w o r d t a a n g e n o m e n dat de k o r r e l v e r f i j n e r de heterogene k i e m v o r m i n g bevordert. Tegelijkertijd zou de korrelverfijner de korrelgroei belemmeren. D i t door z i j n aanwezigheid aan de korrelgrens, mogelijk zelfs 10

i n de v o r m v a n een o x i d e . V e r d e r w e r k e n t i t a a n en z i r k o o n

als

"korrelverfijner" i n de vaste fase omdat deze elementen de rekristallisatie vertragen. I n een fijnere struktuur w o r d t de segregatie over een veel groter oppervlak verdeeld waardoor de piekkoncentratie voor de uitgroeiende korrelgrens afneemt. Hierdoor neemt het effektieve stoltrajekt af, waardoor er geen of een minder laagsmeltende fase ontstaat. I n f i g u u r 11 [19] is de gunstige invloed van titaan weergegeven. Figuur 12[20], ook opgesteld met behulp van ringgietproeven, toont dat kombinaties van t i t a a n met andere legeringselementen ook de w a r m s c h e u r g e v o e l i g h e i d k u n n e n doen afnemen. I n het bijzonder de kombinatie titaan en b o r i u m b l i j k t de warmscheurgevoeligheid f l i n k te verminderen, zie f i g u u r 13[21]. Maar het element dat toegevoegd w o r d t aan aluminiumlegeringen o m de w a r m s c h e u r g e v o e l i g h e i d te v e r m i n d e r e n is z i r k o n i u m . Z i r k o n i u m is i n nog sterkere mate dan titaan een korrelverfijner, en w e r k t op dezelfde wijze. Dat z i r k o n i u m , doordat het een korrelverfijner is, warmscheuren tegen kan gaan blijkt u i t figuur 14[22]. D i t w o r d t door andere onderzoekers bevestigd zoals blijkt u i t de figuren 15[23] en 13[24]. Toevoegen van z i r k o n i u m aan lastoevoegmateriaal dat al titaan of titaan met b o r i u m bevat kan problemen opleveren, zie f i g u u r 16 [21]. H i e r i n is te z i e n d a t een lasmetaal z o n d e r t o e v o e g i n g e n w a r m s c h e u r g e v o e l i g is (gestippelde lijn). Toevoegingen van titaan met b o r i u m maken het metaal o n g e v o e l i g v o o r w a r m s c h e u r e n ( g e t r o k k e n l i j n ) . K l e i n e hoeveelheden z i r k o n i u m (0,1%) doen de warmscheurgevoeligheid juist toenemen. Grotere hoeveelheden (0,3%) z i r k o n i u m hebben weer een gunstige invloed. Dus een lasmetaal m o e t k o r r e l v e r f i j n e r s i n de v o l g e n d e percentages bevatten: zirkoon tussen de 0,2 en 0,3%, titaan tussen de 0,1 en 0,15% en de kombinatie titaan met boor tussen de 0,04 en 0,08%.

2.5 Berekening a f k o e l t i j d

A l Z n M g - l e g e r i n g e n k u n n e n h u n sterkte, verkregen door h a r d i n g , door oplosgloeien

v e r l i e z e n . T i j d e n s lassen is h i e r v a n s p r a k e , en is het

interessant o m het gedrag van deze legeringen als gevolg van het lassen te 11

b e s t u d e r e n . Een g e s c h i k t e m e t h o d e h i e r v o o r is het v e r r i c h t e n v a n lassimulaties. O m lassimulaties te verrichtten z i j n er enige parameters n o d i g o m een l a s c y c l u s u i t te k u n n n e n v o e r e n . Deze p a r a m e t e r s m o e t e n w o r d e n toegevoegd aan een regeleenheid die de lassimulator aanstuurt. Een van deze parameters is een karakteristieke a f k o e l t i j d , gekozen tussen twee relevante temperaturen. De afkoeltijd kan berekend w o r d e n , d i t o m te k u n n e n vergelijken met de gemeten waarden. Deze berekening (zie appendix) w o r d t gedaan met de formules van Rykalin [4]. Deze geven de temperatuursverdeling i n de plaat tijdens lassen als f u n k t i e van t i j d en plaats. H i e r u i t volgt een u i t d r u k k i n g voor de afkoeltijd (t3QQ - t5QQ):

Atgoo .

= C K ( l / ( 3 0 0 - TQ) - O - (1/(500 - TQ) - O )

C = W/27ck. W = warmteinbreng k

= warmtegeleidingcoëfficient

TQ = uitgangstemperatuur

12

(7)

3 Experimentele opzet

3.1 Inleiding

I n d i t hoofdstuk w o r d t de opzet van de uitgevoerde proeven beschreven. Achtereenvolgens w o r d t de opzet van de meting van afkoeltijden tijdens het lassen van plaat met S-AlMg5, lassimulatie, lasproeven met experimentele draad en de mechanische beproeving besproken. H e t p l a a t m a t e r i a a l dat g e b r u i k t is, is een A l Z n M g - l e g e r i n g . V a n alle bestaande typen (tabel 2) z i j n er i n Nederland drie genormeerd, te weten 7020, 7051, 7072. Hiervan is de eerste gekozen. Het lastoevoegmateriaal is i n eigen beheer vervaardigd, de samenstelling is vastgesteld naar aanleiding van literatuuronderzoek, zie paragraaf 2.4. 3.2 Temperatuurmetingen

Ten behoeve van het lassimulatie-onderzoek z i j n er temperatuurmetingen v e r r i c h t tijdens het MIG-lassen v a n 7020 plaat, onder een 100% argon atmosfeer. De toevoegdraad was 1,2 m m S-AlMg5. A f m e t i n g e n van de plaat waren dikte 12 m m , lengte 200 m m , breedte 150 m m . De metingen bestonden u i t het opnemen van een opwarm-en afkoelkromme. O m de temperatuur te k u n n e n m e t e n w e r d er g e b r u i k gemaakt v a n t h e r m o k o p p e l s v a n het chromel/alumel-type. De koppels werden net onder het oppervlak van de lasnaad vastgezet. Per plaat werden 4 koppels bevestigd, waarvan er 2 of 3 werkten. De v o r m van de lasnaad was van het Y-type, met een opstaande kant van 2 m m en een openingshoek van 90°. De las w e r d i n drie tot vijf lagen volgelegd. De eerste las w e r d steeds gelegd met 130 A en 22 V de volgenden met 250 A en 28 V. U i t de o p g e n o m e n

o p w a r m - e n a f k o e l k r o m m e n w e r d e n steeds de

afkoeltijden van 500° - 300°C afgelezen. Deze parameter is n o d i g voor het uitvoeren van de lassimulatie. Er bleek de nodige spreiding i n de resultaten te z i j n , die vermeld z i j n i n tabellen 3 en 4. Gekonkludeerd kan worden dat de las gelegd met lasparameters 22 V en 130 A een a f k o e l t i j d had van ongeveer 2 s. De volgende lassen hadden afkoeltijden tussen de 5 en de 15 s. 13

Met behulp van (7), zie de appendix , kan de afkoeltijd berekend worden:

t3oo - tsoo = C-((l/(300 - TQ) - O - (1/(500 - Tq) - C))

(7)

waarin C= W/27ckt. De afkoeltijd is dus alleen afhankelijk van de warmteinbreng. Deze w o r d t gegeven door:

W = TiVI/v

Waarin: ri = procesrendement V = boogspanning I

= lasstroom

V = voortloopsnelheid

Voor het rendement is hier 0,8 gekozen. De voortloopsnelheid was konstant en bedroeg 0,01 m / s . Stroom en spanning waren respektievelijk 130 A en 250 A en 22 en 28 V . O m de konstante C te bepalen ontbreekt nog slechts een waarde voor de w a r m t e g e l e i d i n g s c o ë f f i c i e n t , die i n de literatuur gevonden kan worden. Er is verondersteld dat de fysische eigenschappen onafhankelijk zijn

van

de

temperatuur,

dus

een

waarde

voor

de

w a r m t e g e l e i d i n g s c o ë f f i c i e n t kan genomen w o r d e n b i j kamertemperatuur. Voor deze waarde is 166 W / m K gevonden, b i j hogere temperaturen w i j k t de w a r m t e g e l e i d i n g s c o ë f f i c i e n t n i e t v e e l v a n deze w a a r d e af. De t w e e verschillende afkoeltijden, voor hoge en lage warmte-inbreng, kunnen n u berekend w o r d e n (Tg = 20°C). De afkoeltijd bij lage warmte-inbreng is dan 2,8 s en bij hoge warmte-inbreng 7,6 s. De waarden verkregen met deze berekeningswijze z i j n niet afhankelijk van de afstand thermokoppel-hart van de las. Uiteraard is er wel een verband, maar met deze benaderingen komt dat er niet uit. De uitkomsten van metingen en berekeningen stemmen redelijk overeen, de g r o t e r é gemeten afkoeltijden kunnen voortkomen u i t de invloed van de afstand thermokoppel-hart van de las. 14

3.3 Lassimulatie

O m het p r e c i p i t a t i e g e d r a g i n de w a r m t e b e ï n v l o e d e z o n e ( W B Z ) te bestuderen

zijn

lassimulaties

v e r r i c h t . D i t v o n d plaats

b i j het

Metaalinstituut-TNO te Apeldoorn. De simulaties z i j n verricht met een Smitweld Thermal Cycle Simulator, TCS 1405. M e t b e h u l p

van

deze s i m u l a t o r k a n een

p r o e f s t a a f j e een

temperatuurscyclus opgelegd worden. Een u i t 7020 plaat gehaald proefstaafje, afmetingen 10 x 10 x 50 m m w o r d t tussen twee klampen ingeklemd. Deze klampen z i j n watergekoeld. Het staafje w o r d t door stroomdoorgang v e r w a r m d , waarbij de klampen de uiteinden op kamertemperatuur houden. I n het m i d d e n van het staafje v i n d t de eigenlijke cyclus plaats, hetgeen met een thermokoppel w o r d t gemeten. Sturing van het proces geschiedt via een computer

die

de

gemeten

temperatuur

vergelijkt

met

de

voorgeprogrammeerde. Door het toevoeren van meer of minder vermogen w o r d t het proces dan gestuurd. Er zijn twee typen thermokoppels gebruikt. Het eerste thermokoppel was van het chromel/alumel type. Het koppel w e r d met een centerpunt en een hamer i n twee 1 m m geboorde gaten vastgezet. Het bleek namelijk niet mogelijk o m een c h r o m e l / a l u m e l k o p p e l met een kondensatorontlading vast te zetten. De gaten maken het echter onmogelijk o m bijvoorbeeld kerfslagproeven te doen. O m d i t toch te kunnen doen w e r d ook een p l a t i n a / p l a t i n a - r h o d i u m k o p p e l g e b r u i k t , d a t w e l m e t een k o n d e n s a t o r o n t l a d i n g aan het a l u m i n i u m te bevestigen is. Echter, het simulatieprogramma w e r k t u i t s l u i t e n d met de thermospanning zoals die geleverd w o r d t door een chromel/alumel-koppel. Deze spanning is

groter

dan de spanning geleverd door een p l a t i n a / p l a t i n a - r h o d i u m koppel. Een ingestelde cyclus zou dus te hoge temperaturen tot gevolg hebben. O m dit probleem te ondervangen is er direkt op het thermokoppel een tweekanaals s c h r i j v e r aangesloten. De hiermee gemeten t h e r m o s p a n n i n g w e r d met behulp van een tabel vertaald i n een temperatuur. Door de tabellen van de t h e r m o s p a n n i n g e n v a n de b e i d e k o p p e l s te v e r g e l i j k e n k o n er een temperatuur ingesteld w o r d e n die overeenkomt met de thermospanning van

het

platina/platina-rhodium 15

koppel

bij

de

gewenste

simulatietemperatuur. Bijvoorbeeld: stel dat een temperatuur van 400° C bij een p l a t i n a / p l a t i n a - r h o d i u m koppel een thermospanning van 4 V tot gevolg h e e f t , d a n w e r d i n de tabel v a n het andere k o p p e l o p g e z o c h t w e l k e temperatuur er hoort bij 4 V. Stel n u dat deze lOQ' C is dan w e r d de computer i n gesteld op 100° C. De "echte" cyclus werd dan vastgelegd op de tweekanaals schrijver, en door te proberen w e r d de gewenste cyclus dan gevonden. Verschillende series lassimulaties met verschillende piektemperaturen z i j n gemaakt. H i e r b i j is getracht zoveel mogelijk de v o r m van de experimenteel bepaalde o p w a r m - e n a f k o e l k r o m m e n te benaderen. B i j het lassen is de opwarmsnelheid veel hoger (650°C/s) dan mogelijk is via lassimulatie (75°1 0 0 ° C / s ) . D i t z o u p r o b l e m e n k u n n e n opleveren o m d a t d a n al v o o r de piektemperatuur is bereikt veranderingen i n de aluminium-legeringen z i j n opgetreden. Zodra de temperatuur lager is dan 500° C is het niet meer mogelijk o m een afkoeltijd tussen 500 en 300° C te d e f i n i ë r e n . O m een lascyclus met lagere piektemperaturen maar met vergelijkbare warmte-inbreng te v e r k r i j g e n is e r v o o r g e z o r g d dat het d a l e n d e gedeelte v a n

de c y c l u s steeds een

vergelijkbare helling bezat. D i t is gedaan door de temperaturen waartussen deze g e d e f i n i ë e r d is te v a r i ë r e n . B i j v o o r b e e l d b i j een lascyclus met een piektemperatuur van 200° C zijn deze temperaturen 80 en 60° C gekozen. Bij de eerste serie, gemaakt met behulp van c h r o m e l / a l u m e l thermokoppels, waren de opgelegde piektemperaturen respektievelijk 600°, 500°, 400°, 300° en 200° C. De opgelegde a f k o e l t i j d was 5,6 s. D i t k o m t overeen met een warmte-inbreng van 0,5 k J / m m . Deze serie is i n d r i e v o u d uitgevoerd. Twee staafjes z i j n gebruikt o m de treksterkte te bepalen, één na simulatie, en één na simulatie en verouderen. Het verouderen geschiedde 24 u u r op 120° C, een behandeling die i n de literatuur w o r d t aanbevolen. A l l e metingen z i j n zoveel mogelijk binnen é é n week na simulatie of lassen verricht. Het derde staafje is gebruikt om hardheidsmetingen (50 g (490,3 m N ) H V ) op u i t te voeren. H i e r b i j w e r d é é n h e l f t d i r e k t na simulatie gemeten en de andere h e l f t na verouderen. De hardheidsmetingen z i j n uitgevoerd i n het midden op het oppervlak van het proefstaafje. De trekproeven bleken geen gegevens op te leveren aangezien de voor de 16

t h e r m o k o p p e l s geboorde gaten te d i e p w a r e n en tot i n het b r e u k v l a k doorliepen. Met behulp van platina/platina-rhodiumlO% thermokoppels z i j n nog drie series gesimuleerd. Hierbij waren de opgelegde piektemperaturen 500°, 400°, 300° en 200°C. I n d i t geval bleek het niet mogelijk o m een piektemperatuur van 600° C te verwezelijken omdat nog tijdens het uitregelen het proefstaafje smolt. De drie series z i j n onderscheiden naar afkoeltijd. Deze bedroeg 2, 5, en 10 seconden, w a t overeenkomt met w a r m te-inbrengen v a n 0,3; 0,5 en 0,7 k J / m m . Het bleek niet mogelijk o m de kombinatie piektemperatuur 200°C met 2 s. a f k o e l t i j d te realiseren, omdat de vereiste afkoelsnelheid niet te halen was. Bij iedere piektemperatuur z i j n drie staafjes gesimuleerd. Op alle staafjes z i j n k e r f s l a g p r o e v e n v e r r i c h t . H a r d h e i d s m e t i n g e n d i r e k t na s i m u l a t i e slechts aan é é n van de staafjes. De hardheidsmetingen z i j n uitgevoerd met 300 g (2,942 N ) Vickers. A a n ieder staafje z i j n 12 hardheidsmetingen verricht w a t statistische interpretatie mogelijk maakt.

3.4 Draadproduktie

De experimentele lasdraad is i n eigen beheer v e r v a a r d i g d . H e t was de b e d o e l i n g o m d r a a d te v e r v a a r d i g e n m e t z o w e l t i t a a n als z i r k o o n als korrelverfijner, door een vergissing b i j het toevoegen van het tibor-draad is dit niet gerealiseerd. Door deze vergissing is er draad vervaardigd met alleen zirkoon als korrelverfijner. Ook draad zonder korrelverfijner is vervaardigd (zie tabel 5). De legering is op het Laboratorium voor Materiaalkunde vervaardigd als gietlegering. Gegoten z i j n gietstukken van ongeveer 45 cm lang en met een diameter van ongeveer 5 cm. Deze giets tukken z i j n vervolgens i n é é n keer g e ë x t r u d e e r d tot staf van 6 m m met een lengte van 6 m . Bij het Metaalinstituut T N O te A p e l d o o r n is deze staf tot 1,2 m m diameter draad getrokken. D i t geschiedde met behulp het een op het Metaalinstituut zelf vervaardigde trekmachine. Deze machine bestaat voornamelijk u i t twee grote stalen wielen waarop de draad gewonden kan worden. Tussen beide w i e l e n b e v i n d t zich een bak met daarin een verwisselbare treksteen, en 17

trekzeep. De draad w o r d t steeds op een der wielen gewonden, door getrokken met het andere wiel, en weer terug gespoeld op het eerste wiel. Dan w o r d t de treksteen gewisseld en de cyclus herhaalt zich. O m te kunnen starten met trekken moet de draad "aangepunt" worden zodat er een begin aan de draad is dat zonder geweld door de treksteen gestoken kan worden. D i t aanpunten w e r d gedaan door het onderdompelen van het begin van de draad i n een zich op 70° C bevindende bak met NaOH-oplossing. De aangeleverde staf kan niet direkt getrokken w o r d e n maar moet eerst zacht gegloeid w o r d e n (op 400° C). H i e r t o e moet de staf opgehaspeld w o r d e n omdat er op T N O niet zulke lange ovens zijn. Het w a r m ophaspelen w o r d t gedaan r o n d een dikwandige a l u m i n i u m cylinder die met een gasbrander v e r h i t w o r d t . De s t a l w o r d t er v o o r z i c h t i g o m h e e n gebogen. N a het zachtgloeien w o r d t de staf gebeitst i n NaOH-oplossing op 50° C. De reaktie p r o d u k t e n w o r d e n v e r w i j d e r d met H N O 3 . Wanneer de draad op 4 en later op 2 m m is gebracht moet er nogmaals zachtgegloeid worden. Als de draad op de einddiameter gekomen is w o r d t er gebeitst als boven. D i t mag niet onbeperkt lang gebeuren omdat dan het oppervlak van de draad onregelmatig kan worden. Op het oppervlak kan water gebonden worden, op een onregelmatig oppervlak meer dan op een glad. Het water kan tijdens het lassen i n de las terecht komen waar het waterstof p o r i ë e n veroorzaakt. Ook tijdens het beitsen zelf kan waterstof dat als reaktieprodukt is ontstaan i n de draad terecht komen.

3.5 Lassen

O m het lastoevoegmateriaal te kunnen beproeven z i j n er 7020 platen gelast met drie verschillende lastoevoegmaterialen. D i t waren de c o m m e r c i ë l e SA l M g 5 en de experimentele AlZn4Mg3 en AlZn4Mg3Zr0.2 zie tabel 5. Er is slechts é é n lasdraad met zirkoon. Bij beide andere draden is ook nog gekeken naar de invloed van de warmte-inbreng. Hiertoe z i j n per draad drie platen gelast met verschillende warmte-inbreng, zie tabel 6. Deze tabel geeft ook de lasparameters. M e r k op dat deze w a r m t e - i n b r e n g e n overeenkomen met eerdere lasproeven, de lascondities z i j n i n het gehele onderzoek zoveel m o g e l i j k h e t z e l f d e g e h o u d e n , zie t a b e l 6. 18

U i t de p l a t e n gelast m e t

experimentele draden zijn ook kerfslagstaafjes gehaald. De experimentele toevoegdraden lieten zich moeilijk lassen. Het laswerk is v e r r i c h t d o o r een lasser v a n T N O . P r o b l e m e n w a r e n : o n r u s t i g e , f l u k t u e r e n d e b o o g , veel spatten, slecht u i t v l o e i e n v a n het lasbad en moeizame draad toevoer. Het lasbad bleek taai vloeibaar. O p de a l d u s o n t s t a n e

p l a t e n z i j n h a r d h e i d s m e t i n g e n v e r r i c h t en

sterktebeproevingen gedaan. De hardheidsmetingen z i j n v a n u i t het hart van de las verricht, zie figuur 17:

Figuur 17 : Schets opzet hardheidsmetingen en lijnscans

Twee lijnscans z i j n gemaakt met R ö n t g e n m i c r o - a n a l y s e , door het lasbad en de plaat, vergelijkbaar met de hardheidsmetingen (zie f i g u u r 17).

19

4 Resultaten en bespreking 4.1 Lassimulaties

Het meten van de hardheid met behulp van micro Vickers (50 g., 490.3 m N ) van de simulatiestaafjes bleek niet eenvoudig te interpreteren resultaten op te l e v e r e n . M e e t p u n t e n m e t h a r d h e i d s w a a r d e n o n d e r die v a n z u i v e r a l u m i n i u m (die ongeveer 65 H v is) k w a m e n voor. Ook, en misschien w e l h i e r d o o r , w e r d e n grote f l u k t u a t i e s v a n de h a r d h e i d v a n é é n preparaat gekonstateerd. O m vast te stellen waar dit aan kan hggen is ook de hardheid van het onbehandelde plaatmateriaal zelf vast gesteld. Dit leverde het volgende beeld op, zie figuur 18. Deze hardheidsmetingen z i j n v e r r i c h t m e t m i c r o - V i c k e r s 50 g. O m d a t het m o g e l i j k is dat deze bepaling geen korrekte waarde oplevert, het zou mogelijk kunnen z i j n o m tussen enkele k o r r e l s i n te p r i k k e n , z i j n er o o k a n d e r e b e l a s t i n g e n aangewend. Het onbehandelde plaatmateriaal is toen met 1 k g Vickers op h a r d h e i d getest. O o k d i t gaf een grote s p r e i d i n g te zien, zie f i g u u r 19. Overigens is hier w e l over een l i j n gemeten. Op ditzelfde proefstuk is ook met 10 k g I m m kogel Brinell gemeten. Aangezien de spreiding geringer is levert d i t dan een bevredigender beeld op. De gemiddelde waarden z i j n respektievelijk 101,112 en 95 H v . Brinell en Vickers testmethoden z i j n i n d i t hardheidsbereik vergelijkbaar, maar de 112 H v verkregen met 1 k g Vickers is niet i n overeenstemming hiermee. Bij nazien van de hardheidstester bleek dat deze niet helemaal goed was afgesteld, waardoor er struktureel hogere hardheidswaarden z i j n afgelezen. Helaas niet met een konstante a f w i j k i n g , zodat k o r r e k t i e v a n de m e t i n g e n achteraf n i e t m o g e l i j k is. De door de fabrikant opgegeven hardheidswaarde (120-125 H b ) gaf enige verwarring i n het b e g i n v a n het o n d e r z o e k , besloten is o m de eigen m e t i n g e n als uigangshardheid te hanteren. Deze uitgangshardheid is gesteld op ongeveer 100 H v . Aangezien er w e l hardheden van de grootte van de door de fabrikant opgegeven

waarden

gemeten

zijn

doet

dit vermoeden

dat

de

w a r m u i t h a r d b e h a n d e l i n g niet helemaal de gewenste u i t w e r k i n g h e e f t gehad. De hardheid van de geleverde plaat is lager geweest dan maximaal 20

haalbaar was. Een mogelijke v e r k l a r i n g voor het optreden v a n grote f l u k t u a t i e s b i j de s i m u l a t i e s t a a f j e s , is dat op de k o r r e l g r e n z e n v a n het a l u m i n i u m z i c h laagsmeltende

fasen b e v i n d e n . T i j d e n s het s i m u l e r e n , en v o o r a l b i j

simulatie met hogere piektemperaturen, k u n n e n deze smelten. D i t levert dan zwakke plekken i n het staafje op. Dat het basismateriaal niet homogeen is b l i j k t u i t de f i g u u r 20. Op de foto z i j n d u i d e l i j k donkere gebieden

te z i e n , d i e o p h e t b e s t a a n v a n

intermetallische verbindingen duiden. Wanneer het preparaat met het blote oog bekeken w o r d t is ook al te zien dat het materiaal niet homogeen is. D i t blijkt u i t de duidelijk zichtbare strepen op het preparaat. Er z i j n ook wat foto's gemaakt r o n d de hardheidsprikken, weergegeven i n figuren

21 en 22. H i e r u i t is te zien dat het plaatmateriaal een d u i d e l i j k e

w a l s s t r u k t u u r b e z i t . V o l g e n s de o p g a v e

v a n de f a b r i k a n t is het

plaatmateriaal w a r m uitgehard, maar d i t heeft de textuur niet opgeheven. Overigens l i j k t het dat de i n d r u k k e n gemaakt met 50 g H v groot genoeg z i j n ten opzichte van de korrelgrootte. Besloten is o m verder i n het onderzoek met 300 g en 1 k g Vickers te werken. Bij 300 g Vickers gaat het o m metingen aan de simulatiestaafjes, de metingen w o r d t dan statistisch v e r w e r k t , teneinde een b e t r o u w b a a r resultaat te krijgen. De 1 k g Vickers w o r d t op de gelaste plaat toegepast. D i t besluit is g e n o m e n o m d a t w e r d v e r o n d e r s t e l d dat m i c r o V i c k e r s de p r o b l e m e n veroorzaakte. Achteraf bleek dit dus niet zo te zijn. De u i t k o m s t v a n de hardheidsmetingen (nog met m i c r o V i c k e r s ) v a n de eerste serie gesimuleerd met At = 5,6 s., W = 0,5 k J / m m (chromel/alumel k o p p e l ) is weergegeven i n f i g u u r 23. Uitgezet is de h a r d h e i d tegen de opgelegde p i e k t e m p e r a t u u r . De metingen geven de h a r d h e i d d i r e k t na s i m u l a t i e en na s i m u l a t i e en verouderen. H e t b l i j k t dat een piektemperatuur

van

200°

C

een

stijging

te

opzichte

opgelegde van

de

uitgangshardheid te zien geeft. Deze stijging kan veroorzaakt z i j n doordat er t i j d e n s s i m u l a t i e verdere p r e c i p i t a t i e h e e f t plaatsgevonden. Dat er na verouderen geen stijging van de hardheid meer optreedt wijst ook op deze mogelijkheid. De hardheid van het staafje gesimuleerd met een piektemperatuur van 300° 21

C is kompleet ingestort. D i t wijst op oververoudering, te meer omdat dat er ook na verouderen geen herstel van de hardheid optreedt. Deze bevindingen w o r d e n gesteund door de literatuur waarin m e l d i n g gemaakt w o r d t van het ontbreken van herstel van de hardheid b i j gebieden die tussen de 200 en de 300° C verhit zijn geweest. De hardheid van de staafjes die gesimuleerd z i j n met opgelegde piektemperaturen van 400 en 500° C, is na simulatie lager dan de uitgangshardheid. D i t k o m t omdat tijdens het simuleren oplosgloeien heeft plaatsgevonden. De precipitaten die v e r a n t w o o r d e l i j k z i j n voor de hardheid z i j n opgelost i n de matrix. Het verouderen doet de hardheid weer t o e n e m e n , m a a r n i e t t o t de h a r d h e i d zoals d i e b e r e i k t is b i j een piektemperatuur van 200° C. H i e r v o o r z i j n twee oorzaken aan te wijzen. Ten eerste is er tijdens s i m u l a t i e k o r r e l g r o e i opgetreden, w a a r d o o r de h a r d h e i d is afgenomen. Ten tweede is de verouderingstemperatuur, zoals d i e i n de l i t e r a t u u r w o r d t a a n g e h o u d e n w a a r s c h i j n l i j k te l a a g . De verouderingsbehandeling voor deze legering w o r d t n a m e l i j k op 150° C uitgevoerd, en niet op 120° C zoals i n de lasliteratuur w o r d t aangehouden. De hardheid van het staafje gesimuleerd met een piektemperatuur van 600° C neemt niet af ten opzichte van de uitgangshardheid zoals b i j de andere staafjes (met u i t z o n d e r i n g van 200° C). Hier heeft er na het oplosgloeien weer precipitatie plaatsgehad.

N a v e r o u d e r e n is de h a r d h e i d n o g

toegenomen, verdere precipitatie was dus mogelijk. V a n de verschillende staafjes z i j n s t r u k t u u r f o t o ' s gemaakt. De resultaten z i j n te z i j n i n de f i g u r e n 24 t / m 28. De toename van de korrelgrootte is v r i j d u i d e l i j k te zien. Dat het staafje gesimuleerd met een piektemperatuur van 300° C oververouderd is is m i n d e r d u i d e l i j k . Onder de microscoop is de oververoudering echter w e l te zien geweest. De u i t k o m s t van de hardheidsmetingen verricht op de serie proefstaafjes met verschillende afkoeltijden gesimuleerd met behulp van p l a t i n a / p l a t i n a r h o d i u m thermokoppels is weergegeven i n f i g u u r 29. De f o u t i n de hardheid l i g t r o n d de 5%. De afkoeltijden komen overeen met een warmte-inbreng tijdens het lassen. Direkt valt op dat de hardheidscurve behorende b i j een warmte-inbreng van 0,5 k J / m m a f w i j k t van beide andere. I n f i g u u r 30 is d i t nog duidelijker te zien, hier z i j n de k u r v e n samen gezet die verkregen z i j n bij

eenzelfde

warmte-inbreng

maar 22

met

de

twee

verschillende

t h e r m o k o p p e l s . B l i j k b a a r is er b i j het v e r k r i j g e n v a n de

resultaten

behorende b i j een warmte-inbreng van 0,5 k J / m m iets f o u t gegaan. Het is m o e i l i j k te achterhalen w a t . H e t l i j k t b i j v o o r b e e l d alsof de hardheden behorende b i j een p i e k t e m p e r a t u u r v a n 200 en 300° C v e r r i c h t z i j n b i j hetzelfde proefstaafje. Wanneer i n f i g u u r 29 de resultaten voor 0,5 k J / m m verkregen met een p l a t i n a / p l a t i n a - r h o d i u m thermokoppel vervangen w o r d e n door de eerder g e p r e s e n t e e r d e r e s u l t a t e n v o o r 0,5 k J / m m v o o r v e r k r e g e n m e t een c h r o m e l / a l u m e l thermokoppel ontstaat het volgende beeld, zie f i g u u r 31. H i e r i n vertonen alle drie de k u r v e n dezelfde tendens. De eerder gegeven verklaring voor het hardheidsverloop geldt hier dan ook. Tw^e dingen vallen op. Ten eerste dat de k u r v e n voor 0,3 en 0,5 k J / m m vanaf 300° C bijna samenvallen. D i t suggereert dat i n beide gevallen zich dezelfde processen hebben afgespeeld. I n beide gevallen heeft er oplosgloeien plaatsgevonden. Dat d i t i n beide gevallen tot dezelfde hardheid geleid heeft is opmerkelijk, aangezien te verwachten is dat een grotere warmte-inbreng een zachter m a t e r i a a l t o t g e v o l g h e e f t . B l i j k b a a r is het oplossen v a n precipitaten voornamelijk afhankelijk van de piektemperatuur, en heeft de k o r r e l g r o e i nog niet voldoende i n v l o e d op de h a r d h e i d . Bij de grootste w a r m t e - i n b r e n g (0,7 k J / m m ) is d i t w e l het geval geweest. A a n g e z i e n korrelgroei niet gewenst is, is het lassen met een warmte-inbreng van 0,7 k J / m m ongunstig. De uitkomst van de kerfslagproeven is weergegeven i n f i g u u r 32. I n deze f i g u u r z i j n de gemiddelde kerfslagwaarden van drie simulatiestaafjes b i j iedere piektemperatuur voor de verschillende afkoeltijden weergegeven. Te zien is dat i n alle gevallen de kerfslagwaarde toeneemt ten gevolge van simulatie. I n deze f i g u u r z i j n de resultaten verkregen met Platina/PlatinaR h o d i u m thermokoppels uitgezet. Deze moeten vergeleken w o r d e n met f i g u u r 29. De kerfslagwaarde behorende b i j een w a r m t e - i n b r e n g van 0,7 k J / m m (t=10 s.) neemt gestaag toe. Dat de kerfslagwaarde gestaag b l i j f t toenemen, is te wijten aan voortgaande korrelgroei. Dat de kerfslagwaarde b i j een p i e k t e m p e r a t u u r v a n 200° C onder d i e van n i e t g e s i m u l e e r d m a t e r i a a l l i g t k l o p t m e t de s t i j g i n g v a n de h a r d h e i d b o v e n

de

uitgangswaarde b i j dezelfde piektemperatuur. Bij de laagste (0,3 k J / m m (t=2 23

s.)) w a r m t e - i n b r e n g is te z i e n dat er slechts w e i n i g (alleen b i j 500° C) korrelgroei opgetreden is. De taaiheid is slechts toegenomen ten gevolge van het

oplosgloeien.

Ook

is

er

een

goede

overeenkomst

met

het

h a r d h e i d s v e r l o o p b i j dezelfde w a r m t e - i n b r e n g . A a n het v e r l o o p van de kerfslagwaarde verkregen met een warmte-inbreng van 0,5 k J / m m (t=5 s.) is geen t o u w vast te knopen, en al helemaal niet als geprobeerd w o r d t o m enige samenhang met het verloop van de hardheid te vinden.

4.2 Lasproeven

4.2.1 Hardheidsmetingen

De f i g u r e n 33 t / m 35 laten de uitkomsten zien van de hardheidsmetingen verricht op de platen gelast met S-AlMg5. De plaat gelast met een warmteinbreng van 0,3 k J / m m per las (8 lagen) toont een geleidelijke stijging van de hardheid. Opmerkelijk is dat de W B Z en de las grotendeels even hard zijn. M o g e l i j k is de o p m e n g i n g h i e r v o o r v e r a n t w o o r d e l i j k . Beide andere grafieken tonen i n de W B Z een toename van de hardheid, ten opzichte van de las. Dezen laten ook een hardere W B Z zien. I n de f i g u r e n is te zien dat de grootte van de las niet gelijk is, d i t komt doordat er niet overal op de zelfde hoogte gemeten is. Alhoewel er per laslaag met een verschillende warmteinbreng gelast is, is de totale warmte-inbreng per gelaste plaat ongeveer gelijk, zie tabel 6. De plaat gelast met een warmte-inbreng van 0,7 k J / m m b l i j k t niet naar een eindwaarde van ongeveer 120 H v te gaan, maar een geweldige f l u k t u a t i e te vertonen. Deze metingen lijken op die gemaakt aan het moedermateriaal. De h a r d h e i d s m e t i n g e n aan p l a t e n , gelast met d r a a d dat w e l en geen z i r k o n i u m als korrelverfijner bevat z i j n weergegeven i n f i g u u r 36. De plaat gelast met z i r k o o n is iets harder dan de plaat gelast zonder z i r k o o n . D i t afgezien van beide inzinkingen, die juist dieper z i j n dan b i j de plaat gelast zonder zirkoon. Gezien de spreiding i n hardheid, zoals al eerder aangetoond, moet enige v o o r z i c h t i g h e i d betracht w o r d e n b i j het doen v a n d i t soort uitspraken. De platen gelast met A l Z n 4 M g 3 en verschillende warmte-inbreng z i j n ook 24

op hardheid beproefd. De resultaten staan i n f i g u u r 37. De fluktuaties i n het hardheidsverloop w o r d e n mede

veroorzaakt door de aanwezigheid van

p o r i e ë n . Deze bevinden zich aan de bovenkant van de lasrupsen en aan de smeltlijn. Er b l i j k t dat de grootte van de W B Z evenredig is met de warmteinbreng,

echter

wegens

de

geringe

hoeveelheid

beschikbaar

toevoegmateriaal z i j n de laslengten van de beide laagste warmte-inbrengen erg k l e i n (ongeveer 5 cm) gehouden. Het gevolg is dat de a f k o e l i n g niet slechts loodrecht op de las kan hebben plaatsgehad. De grootte van de WBZ i n het geval van de las met de grootste w a r m t e - i n b r e n g extra groot ten opzichte van de beide andere lassen.

4.2.2 Mechanische beproeving

De treksterkte van de las gelast met S-AlMg5 k w a m u i t op 180 N / m m ^ , ongeacht de warmte-inbreng. D i t resultaat is verkregen door van de gelaste plaat trekstaven te maken. Deze waren 12 m m d i k , 200 m m lang en 50 m m breed. Ter hoogte van de l a s v e r b i n d i n g is de trekstaaf v e r j o n g d tot een breedte van 35 m m . Van de las is de overdikte verwijderd. De b e i d e

andere platen w a r e n v r i j opgelegd

gelast

en

enigzins

kromgetrokken. Alvorens de trekproeven te verrichten moesten ze weer rechtgedrukt worden. Hiertoe werden de platen eerst gegloeid (2 uur op 450° C). Dan rechtgedrukt en vervolgens verouderd (12 u u r op 150° C). Bij het r e c h t d r u k k e n bezweken op twee na alle proefstukken. H e t bleek dat de lassen gelegd met de zirkoon bevattende draad zo poreus als een bros-reep waren. Zie de f i g u r e n 38 en 39. Ook de las gelegd met zirkoonloze draad bleek veel p o r i e ë n te bevatten. De herkomst van het waterstof dat deze porieën

veroorzaakt is al besproken b i j het onderdeel

draadproduktie

paragraaf 3.4. De treksterkte v a n deze twee gelaste p r o e f s t u k k e n w e r d gemeten op 220 N/mrn^.

Deze sterkte is minder dan al gerapporteerde

waarden, waarvan i n hoofdstuk 2, Theoretische Aspekten, m e l d i n g gemaakt is.

Sterkten

van

350

N/mm"^

worden

gemeld,

behaald

met

lastoevoegmaterialen die tussen de 2 en de 4% magnesium en tussen de 3 en 5% z i n k bevatten. Aangezien het gebruikte experimentele lasdraad een 25

vergelijkbare samenstelling had, z i j n het de aanwezige p o r i e ë n die de las verzwakken. Het bleek niet mogelijk o m u i t alle platen kerfslagstaafjes te halen. De plaat gelast met de laagste warmte-inbreng bezweek reeds tijdens het zagen. Een kant van de las bleek niet te hechten. De kerfslagwaarden van de drie platen waar w e l kerfslagstaafjes u i t gehaald z i j n z i j n uitgezet i n f i g u u r 40. De g e v o n d e n w a a r d e n z i j n steeds een g e m i d d e l d e v a n 4

p r o e v e n . Deze

waarden liggen veel lager dan de kerfslagwaarde voor onbehandelde plaat (275 Kgcm). Waarschijnlijk k o m t d i t door de aanwezigheid van p o r i e ë n i n de las. De aanwezigheid van p o r i e ë n i n alle lassen, maakt het niet mogelijk om konklusies te trekken u i t resultaten van deze kerfslagproeven. N a m e l i j k de gepresenteerde r e s u l t a t e n z i j n v e r k r e g e n u i t lassen g e m a a k t m e t verschillende lasdraad.

4.2.3 Warmscheuren

Bij geen der gelaste proefstukken zijn warmscheuren gekonstateerd. D i t is i n tegenspraak met de bevindingen i n de literatuur. Eventueel is er verschil te verwachten tussen proefstukken gelast met toevoegmateriaal met en zonder zirkoon als korrelverfijner. D i t i n de z i n dat het proefstuk gelast met zirkoon bevattende draad minder of geen warmscheuren heeft. Voor het ontbreken van warmscheuren z i j n twee oorzaken mogelijk. Als eerste, de platen z i j n niet, of niet stevig ingeklemd gelast. Krimpspanningen konden zo opgevangen w o r d e n door het kromtrekken van de plaat. En i n sommige gevallen is d i t ook gebeurd, en w e l i n toenemende mate met de warmte-inbreng. Mogelijk z i j n de krimpspanningen door d i t kromtrekken verminderd, waardoor er geen warmscheuren z i j n ontstaan. Als tweede, de lassen waren i n alle gevallen poreus. Het lasmetaal r o n d een gasholte behoort tot het laatste dat stolt. H i e r d o o r is het m o g e l i j k dat krimpspanningen opgevangen w o r d e n door v e r v o r m i n g van de gasholten, indien deze i n voldoende mate aanwezig z i j n , hetgeen hier w e l het geval geweest is.

26

4.3 R ö n t g e n m i c r o a n a l y s e

Van twee lassen gemaakt met experimentele draad z i j n lijnscans gemaakt met behulp van R ö n t g e n m i c r o a n a l y s e (RMA). Bepaald z i j n de percentages z i n k en magnesium. Deze lijnscans z i j n standaardloze analyses, zodat op basis van deze metingen geen al te harde uitspraken mogelijk zijn. U i t de opgave van de fabrikant is bekend w a t de percentages zink en magnesium z i j n i n de 7020-plaat. De percentages b e d r a g e n 4.27% z i n k en 1.24% magnesium. De percentages zink en magnesium i n de experimentele draad z i j n ook bekend, u i t eigen analysen. De draden bevatten 3.88% zink en 3.13% magnesium. U i t de lijnscans b l i j k t dat het lasbad zo'n 2% minder zink bevat dan het plaatmateriaal. I n het lasbad is geen 4, doch 2% zink beland. Het magnesium u i t de lasdraad is wel grotendeels i n het lasbad terecht gekomen, de lijnscan geeft voor het lasbad zo'n 2% meer magnesium aan dan i n de plaat. Het zink percentage is duidelijk te laag. O m 4% zink i n het lasbad te krijgen moet het toevoegmateriaal een percentage groter dan 4% zink bevatten. H e t v e r d w i j n e n van z i n k is w e l te begrijpen als gekeken w o r d t naar de r e s p e k t i e v e l i j k e smelt-en k o o k p u n t e n v a n a l u m i n i u m , m a g n e s i u m en z i n k . Z u i v e r a l u m i n i u m heeft een smeltpunt van 660° C en een k o o k p u n t van 2467°, magnesium heeft een smeltpunt dat i n de b u u r t l i g t van dat van a l u m i n i u m : 648° C. Het k o o k p u n t van magnesium is 1090° C, veel lager dan dat van a l u m i n i u m . Z i n k heeft de laagste smelt-en kookpunten, namelijk 419° en 907° C. De d a m p d r u k k e n van zink en magnesium bereiken boven respektievelijk 907°C en 1110° C waarden boven 1 atmosfeer. De temperaturen die heersen tijdens het lassen z i j n dus reeds voldoende o m het zink en magnesium te doen verdampen. Overigens z i j n deze dampen bepaald ongezond. De samenstelling van de draad zelf is ook bepaald met RMA. D i t is gedaan bij draad 2 u i t tabel 5, en b i j een vervaardigd door Furukawa A l u m i n i u m Co. L t d . F u r u k a w a claimt suksesvolle v e r b i n d i n g e n met deze draad tot stand te hebben gebracht. De resultaten van deze analysen z i j n te vinden i n tabel 7. Het b l i j k t dat i n de matrix van de draden gebieden te onderscheiden zijn met 27

een hoge koncentratie legeringselementen e n / o f verontreinigingen. I n de eigen d r a a d b l i j k e n de d r i e legeringselementen ( Z n , M g en Z r ) inderdaad aanwezig. Deze bepaling is ook standaardloos zodat de gemeten percentages v o o r z i c h t i g g e ï n t e r p r e t e e r d m o e t e n w o r d e n . H e t z i n k is v o o r n a m e l i j k i n de m a t r i x terecht gekomen, d i t i n t e g e n s t e l l i n g tot het magnesium dat vooral i n twee verbindingen zit. Deze verbindingen z i j n een z i r k o o n - r i j k e en een ijzer-rijke. De aanwezigheid van gebieden met een hogere z i r k o o n koncentratie zou er op kunnen duiden dat het z i r k o o n als k i e m w e r k t tijdens het stollen. O p deze w i j z e k a n het z i r k o o n dan als korrelverfijner werken. D i t w e r d al i n paragraaf 2.4.1 besproken. De ijzer-rijke v e r b i n d i n g zou ook als kiem en dus als korrelverfijner i n het lasbad kunnen fungeren. Voorwaarde hiervoor is dat de v e r b i n d i n g intakt genoeg i n het lasbad terecht komt. Het smeltpunt van ijzer zou d i t mogelijk maken. De samenstelling van de matrix van Furukawa's draad is te vergelijken met de eigen draad. D i t met uitzondering van de aanwezigheid van koper i n de matrix. D i t is opmerkelijk aangezien koper houdende aluminiumlegeringen gevoelig z i j n voor warmscheuren, zie ook paragraaf 2.4.1. Furukawa's draad heeft ook twee gebieden r i j k aan legeringselementen. De ijzer-rijke gebieden bevatten veel meer ijzer dan dezelfde gebieden i n de eigen d r a a d . H e t andere gebied is een v e r b i n d i n g bestaande u i t z i n k , magnesium en silicium. Het silicium is alleen i n deze v e r b i n d i n g aanwezig. D i t i n tegenstelling tot de eigen draad. Als de Japanners een korrelverfijner toegepast hebben is d i t zirkoon geweest aangezien noch titaan noch boor is aangetroffen.

28

5. Konklusies en aanbevelingen

U i t het o n d e r z o e k k u n n e n enige k o n k l u s i e s g e t r o k k e n w o r d e n , o o k aanbevelingen voor verder onderzoek kunnen gegeven w o r d e n .

1. Bij het beitsen van Aluminium-toevoegmateriaal i n een NaOH-oplossing w o r d t é n waterstof opgenomen i n de draad én water i n de oxydehuid. D i t waterstof veroorzaakt p o r i ë e n i n de las.

2. B e i t s e n i n een N a O H - o p l o s s i n g m o e t w o r d e n v e r m e d e n b i j het vervaardigen van A l u m i n i u m toevoegmateriaal.

3. De door de fabrikant van de 7020-plaat opgegeven hardheidswaarde is onjuist.

4. Op basis van lassimulatie proeven kan gesteld w o r d e n dat de hardheid van de W B Z niet u n i f o r m herstelt na verouderen.

5. H e t experimentele toevoegmateriaal laat zich moeilijk lassen, het maken van suksesvolle lasverbindingen met een warmte-inbreng van 0.3 K J / m m is niet mogelijk. Het is daarom n o d i g o m meer ervaring op te doen met het lassen van deze draden. H e t is belangrijk dat de draden spiegelglad en brandschoon zijn, T N O heeft daar veel te weinig aandacht aan besteed.

6. Slechts de h e l f t van het z i n k u i t het toevoegmateriaal k o m t i n de las terecht. Het zink verdampt tijdens het lassen.

7. Bij het opdoen van ervaring met het lassen van de experimentele draad m o e t ook, i n v e r b a n d m e t het v r i j k o m e n v a n z i n k - d a m p e n , aandacht geschonken worden aan het gezondheidsaspekt.

29

6 Referenties 1

2

Gales A . , "Lit. studie naar de metallurgische legeringen" Metaalinstiuut-TNO, 1990

lasbaarheid

Tienstra E.J., "De lasbaarheid van de precipitaathardende en aluminium-zink-magnesium legeringen" Lit. studie T U Delft Lab. voor materiaalkunde

3

Korevaar B.M., Diktaat materiaalkunde 2 ( m 12b), T H Delft, Lab. voor Materiaalkunde, j u n i 1969

4

Ouden G. den, Lastechnologie, Delftse Uitgevers Maatschappij, Delft, 1987

5

Aluminium Taschenbuch Aluminium-Zentrale Düsseldorf 3. DatenaktuaHsierter Druck 1988

van

aluminium-lithium

6

Kool P., Diktaat Non-ferro legeringen, T H Delft, Lab. voor Materiaalkunde, 1990

7

Aluminium Standards and Data 1986 Metric The A l u m i n u m Association

8

Metals Handbook Vol. 1 Properties and Selection of metals, 8th Edition American Society f o r Metals

9

Schweissen u n d Loten v o n A l u m i n i u m W e r k s t o f f e n Deutscher Verlag F ü r Schweisstechniek 70 (1977)

10

J.E. Hatch Aluminium Properties and physical metallurgy (5 1984)

11

Pirner, M . "Neuere Erfahrungen

deim

Schweissen 30

AlZnMg(Cu)

kupferarmer

Aluminiumlegierungen des A l u m i n i u m 53 (197711)

Typs

AlZnMg"

12

Kelsey, R.A. "Effect of heat input on welds in aluminium alloy 7039" British W e l d i n g Journal, W e l d i n g Research Supplement December 1971

13

J.H. Rogerson "Microstructures and properties AlZnMg alloys" British W e l d i n g Jounal, Jan. 1964

of HAZ

in medium

strength

14

Youngh, J.G. "BWRA experience in the welding of AlZnMg alloys" British W e l d i n g Journal, W e l d i n g Research Supplement Oktober 1968

15

M.M.J. Romijn , D. van der Torre "Performance of cracking tests on fusion alloys Part I and II" I.I.W. Doc. IX-585-68

welded

aluminium

16

Nakata, K. Matsuda, F. Miyanaga,Y. Tsukamoto, K. A r a i , K. " New Al- 7% Mg welding electrode for crackless welding of AlZnMg (7N01) high strength alloy (report 1)" Transactions of JWRI, Vol 9, N o . 2,1980

17

F.E. Gibbs "Development of filler metals for welding A l Z n M g alloy 7039 W e l d i n g research supplement British W e l d i n g Journal (10 1966)

18

Oeljanov, V . I . en Dzjoegasjvilli, J. W. A v t . Svarka. Kiev 102, 1961

19

Buray, Z. en Buray-Mihalyi, E. "Einfluss kleiner Beimengungen auf die Warmsrissigkeit AlZnMg Legierungen mittler Festikeit" ZIS-Mitteilungen, (3 1974)259

20

Gruhl, G. en Cordier, H . "Das spannungsriss korrosionsverhalten Legierungen" A l u m i n i u m 44, 1968,7 31

der

AlZnMg

von

21

Matsuda,F. Nakata,K. Shimokusu,Y. Tsukamoto, K. Arai,K. "Effect of additional element on weld soldification crack susceptibility of AlZnMg alloy (report I)" Transactions of JWRI 12 (1 1983)

22

Dudas,J.H. en Collins,F.R. "Preventing weld cracks in high strength aluminium alloys" British W e l d i n g Journal, W e l d i n g Research Supplement, Juni 1966

23

Schoer, H . en C r u h l , W. "Der Einfluss von Kupfer und Zirkon von AlZnMg Legierungen" Metall, Vol 20, Maart 1966

24

auf die

Sweissrissigkeit

Matsuda,F. Nakata,K. Arai,K. Tsukamoto,K. "Assesment of soldification cracking test for a l u m i n i u m " Transactions of JWRI 1 (2 1982)

32

Appendix

Berekening afkoeltijd

De afkoeltijd kan berekend w o r d e n , d i t o m te kunnen vergelijken met de gemeten waarden. Deze berekening w o r d t gedaan met de f o r m u l e s van Rykalin [3]. Deze geven de temperatuursverdeling i n de plaat tijdens lassen als f u n k t i e van t i j d en plaats. T(t, X, y, z) w o r d t beschreven door de basisvergelijking:

dT

_ ^

(d2T+d2T+d2T)

dt

(dx2+dy2+dz2)

M e t b e h u l p v a n de volgende v e r o n d e r s t e l l i n g e n k a n deze v e r g e l i j k i n g opgelost worden: -de warmtebron is p u n t v o r m i g en heeft een oneindig hoge temperatuur, -de fysische eigenschappen v a n het metaal z i j n o n a f h a n k e l i j k v a n de temperatuur. -er is geen warmteuitwisseling tussen plaat en omgeving, -de plaat is vlak en heeft zeer grote afmetingen, -er v i n d t geen smelten plaats. M e t i n a c h t n e m i n g v a n deze v e r e e n v o u d i g i n g e n k a n v e r g e l i j k i n g (1) opgelost w o r d e n voor een 3-dimensionale warmtestroming*:

T(r,t) - TQ = (W/27ikt) exp(-r2/4at)

Waarin:

W = warmteinbreng k

- warmtegeleidingcoëfficient

t

= tijd

T

= temperatuur

r

= afstand van het thermokoppel tot het hart van de las

a

= w a r m t e v e r e f f e n i n g s c o ë f f i c i e n t (kp/cJ)

(2)

X

= k

p

= soortelijk gewicht

Cp = soortelijke warmte O m v e r g e l i j k i n g m o g e l i j k te m a k e n met de gemeten w a a r d e n v a n de a f k o e l t i j d van 500° tot 300°C, moet een u i t d r u k k i n g gekozen w o r d e n die de t e m p e r a t u u r geeft op het m e e t p u n t , n a m e l i j k het t h e r m o k o p p e l . I n de vergelijking is dan ook de variabele r opgenomen, de afstand van het hart van de las tot de plaats van het thermokoppel. Vergelijking (2) is vereenvoudigbaar tot:

T(t,r)-TQ = B«x-e'^

(3)

waarin: B = W/27ck«er2/4a x = l/t. Aangezien a hier ongeveer 500 kg^/m^s

is, en r maximaal 10 m m is de e-

macht nagenoeg g e l i j k aan 1. De u i t d r u k k i n g v o o r de t e m p e r a t u u r als f u n k t i e v a n t i j d en plaats is hier slechts afhankelijk van de t i j d .

Voor de

beide temperaturen 500° en 300°C w o r d e n dan de volgende u i t d r u k k i n g e n verkregen:

500-TQ= C.x«e^

(4a)

300 - T Q = C » x « e ^

(4b)

Waarin C = W / 2 j i k . I n een b e p e r k t e r - o m g e v i n g v a n O m a g e'^ m e t een s t a n d a a r d T a y l o r o n t w i k k e l i n g benaderd w o r d e n , en w e l als 1 + x. Aangezien x = l / t , en t positief en groter dan O nadert x bij toenemende t tot 0. Er is hier inderdaad sprake v a n een beperkte r - o m g e v i n g v a n 0. De worden dan:

de v e r g e l i j k i n g e n 4a,b

500 - T Q = C » X « ( 1 + X )

(5a)

300 - T Q = C » X » ( 1 + x )

(5b)

W o r d t n u X = l / t weer ingevuld dan ontstaan:

5 0 0 - T o = C . ( l + l/t5oo)

(6a)

3 0 0 - T o = C K l + l/t3oo)

(6b)

H i e r u i t een u i t d r u k k i n g voor de afkoeltijd (t3oo - t5oo):

^300 - tsoo = C « ((1/(300 - TQ) - C) - (1/(500 - TQ) - C))

(7)

* Dat er hier sprake is van een driedimensionale warmtestroming b l i j k t u i t [4] hier i n w o r d t een kritische plaatdikte gedefinieerd, die i n dit geval 70 m is. De kritische plaatdikte volgt uit:

d

Tabel 1 : Overzicht van de belangrijkste eigenschappen van een aantal legeringen i n de 7xx-serie

stand

Treksterkte | 1Cu-gehalte N/rran2 *2 1 % min. t max. 1 1 i 255 1 675 1 1 1,6-2,6 1 390 1 1 <0,2 1 193 393 1 1 0,1 1 360 1

Lasbaarheid

*2

booglassen

nnings 7001 C 7004

C

7005 B

B 7016

D 340 7020 1

1

7021 1 7022 1 410 C 7029 1

1

A B

1

B

1

B

1

A

1

B

1

B

1

B

1

c

1

140

1 330

i

1 1 480 1 1 1

515 1 1,2-1,9 550 1 1 2,0-2,6 1 1 1 530 1 1 1,2-2,0 595 1 1 1,2-2,0 525 1 1 1,2-1,9 510 1

7091 1 7064 1

1

605 1 1 1,2-2,4 628 1 1 0,6-1,3 545 1 1 1,1-1,8 655 1

A = niet gevoelig B = beperkt gevoelig

HB

1

1

1 |

min.

maxi

1

8

12 1

1 1

1Corrosi

12

1 9

1 60

1 160 1

16 1

(

20 1

1

15 1

1

B

1 135 1

c

270

1

1

380

1

1

370

1

1

380

1

15 1

1

1

360

1

13 1

1

45

96

1 105

13 1 3

1

1

8 1 100

1 125

1

1

1 1

450

1

10 1

1 135

C

1

490

1

10 1

1

C

1 1 1

1

20

1

32

A

1 140

C

1 390

1

450

1

1

525

1

14 1

1 150

C

1

460

1

12 1

1

C

1

470

1

14 1

1 150 1

1

5^0

1

1

587

1 1

2

1

8 1 130

1 1 1

105 ,1

1 14 1

1

1

1

11 1

1

{

497

1

12 1

1

1

628

1

10 1

1

1

9

C

1 1

*2 A = r e d e l i j k t o t goed lasba< B = l a s b a a r met s p e c i a l e voc

gen C = gevoelig

c

1

1

15 1

1algemen

1

1

1

Rek ^

1

1 1

|

1

1

1

7178 1 230 C 7090 1

*i

1

450 1 0,5-1,0 430 1

450 1 0,1

7039 1 7049 C 7149 C 7050 C 7072 A 7075 C 7175 C 7475 C 7076

350 0,2 420

0, 2% rekgrens 1 N/mm2 1 mm. 1 max. 1 150 1 625 1 1 326 1 83 1 345 1 1 315

C = beperkt lasbaar

Tabel 2 : O v e r z i c h t v a n l e g e r i n g e n u i t de 7xxx-serie m e t h u n chemische samenstelling Oala

Megtslorsd By

Sl

Mg

Cu

7001 71X13 7004 7104 7005

1954-07-01 1875-07-04 1964-03-19 1064-03-18 1862-08-13

USA JAPAN USA USA USA

O 35 0.30 0.25 025 0.35

0.40 0.35 0.35 0.40 0.40

1.6-2.6 0.20 0.05 0.03 0.10

020 030 O20-0.7

7D08 7108 7009 7109 7010

1968-11-15 1983-08-22 1974-02-12 1974-02-12 1975 09-10

USA USA GERMANY GERyANY

OIO 0.10 0.20 OIO 0.12

0.10 0.10 0.20 0.15 0.15

7011 7012 7013 7014 7015

1968-12-02 197WI1-12 1976-01-29 1977-06-30 1977-09-18

USA ITALY USA W SPAIN

0.15 0.15 0.6 0.50 0.20

0.20 0.25 0.7 0.50

7016 711S 7017 7018 7019 7019A

1972-0S-29 1975^12 1978-03-23 1978-03-23 1978-03-23 19834)1-10

USA USA UK UK IK ARGËNTm

0.10 0.15 0.35 0.35 0.35 0.30

7020 7021 7022 7023 7024 7025

1872-09-22 1976-11-10 197942-15 1883-01-10 198301-10 198341-10

EAA USA EAA ABGOJTNA

7026 7027 7029 7129 7039

188343-17 1983-10-20 1975-1248 197741-06 196247-16

7046 7146 7049

Or

Nl

Zn

Ga

V

II

o i i a US Each Toal (3)

0 004.20 Zr

0.20 0.20 0.05 0.10 0.014 06

005 005 006 OOS 006

0.15 0 IS 0.15 a 15 0.15

0.124.25 Zr (23) a l 0 4 . 2 0 Z r (23) 0 .104 .16 Zf

005 OOS 020 0 10 006

OOS 0.05 OCS 005 OOS

0.10 0 15 015 ai5 015

0 .104.18 Zr

0.05 0.044.08

a20Tl»Zr 0.104.20 Zr

0 10

0.05 aos OOS 005 005

ai5 0.15 ai5 ai5 0.15

Ramainóer Remainder Remainder Remainder Remainder

0 03 0.05 ai5 0.15 ai5 0.10

0.03 OOS 0.05 aos ao5 005

aio ai5 ai5 ai5 015 ais

Remainder Remainder Remainder Remainder Remainder Remainder

0 10 0.10 0.10

OOS O05 0.05 aos 0.05 0.05

015 ai5 ai5 ais ais 0.15

Remainder Remainder Remainder RemalfKler Remainder Remainder

*k.n,u,um min

0.18 0.35 0.20 005

0.20-0.7

26-34 0.50-1.0 1.0-2.0 0.50-0.9 1.0-1.8

0.05 0.05 OS).3 0.8-1.3 1.5-2.0

0.05 O05 OIO 0.10 0.10

0.7-1 4 0 7-1.4 2.1-2.9 2.2-2 7 2.1-2.6

0.12-0 25

0.05 0.8-1.2 0.10 0.30-0.7 0.064.13

0.10-0.30 0.08-0.15 1.0-1.5 0.30-0.7 0.10

1.0-1.6 1.8-2.2

0.05-0.20 0.04

2232 1.3-2.1

0.15

4.a55 58 6 5 1520 52-6.2 4.6-5.2

0.12 0.30 0.45 0.45 0.45 0.40

0.45-1.0 0.50-1.1 0.20 0.20 0.20 0.10

0.03 0.05 0.05-0.50 0.154.50 0.15-0.50 0.10-0.6

0.8-1.4 0.8-1.4 2.0-3.0 0.7-1.5 1.5-2.5 1.5-2.5

0.35 0.20 0.20 0.054.35

4.a5.0 4 2-5.2 4.0-5.2 4.5-5.5 3.5-4.5 3.0-5.0

0.35 0.25 0.50 0.50 0.^ 0.30

0.40 0.40 0.50 0.50 0.40 0.40

0.20 0.25 0.50-1.0 0.50-1.0 0.10 0.10

0.05-0.50 0.10 0.10-0.40 0.10-0.6 O.tO-0.6 0.10-0.6

1.0-1.4 1.2-1.8 2.6-3.7 2.0-3.0 0.50-1.0 0.8-1.5

0.104.35 0.05 0.104.30 0.054.35 0.05-0.35 0.054.35

4.a5.0 5.a6.o 4.3-5.2 4.a6.0 3.0-5.0 3.a5.o

(22) 0.084.18 Zr 020 TltZr

ITALY SWITZERLAND USA USA USA

0.08 0.25 n.10 0.15 0.30

0.12 0.40 0.12 0.30 0.40

0.6-0.9 0.104.30 0.504.9 0.50-0.9 0.10

0.05-0.20 0.10-0.40 0.03 0.10 0.10-0.40

1.5-1.9 0.7-1.1 1.3-2.0 1.3-2.0 2.3-3.3

0.09-0.14 Zr 0.054.30 Zr

0.10 0.154.25

4.6-5.2 3.5-4.5 4 2 5.2 4.2-5.2 3.5-4.5

0.05 0.10 0.05 0.05 0.10

ao3 OOS 0.03 0.05 aos

aio 0.15 aio 015 ai5

Remair>der Remainder Remainder Remainder Remainder

197345-1S 197741-22 1968-05-10

USA USA USA

0.20 0.20 0.25

0.40 0.40 0.35

0.25

0.30

0.20

0.20

6.6-7.6 6.6-7.6 7.2-8.2

0.10-0.18 Zr 0.10-0.18 Zr

1.2-1.9

1.0-1.6 1.0-1.6 2.0-2.9

006 ao6 0.10

aos OOS ao5

ais ais ais

Remainder Remainder Remainder

7049A 7149 7050 7150 7051 4- 7 ( M X7064 7070

1972-0441 1975-10-28 19714241 18784544 1872-0441 1886-12-23 198541-09 1972-12-20

0.40 0.15 0.12 0.12 0.35 0.15 0.12 0.15

0.50 0.20 0.15 0.15 04S O20 0.15 0.25

1.2-1.9 1.2-1.9 2.0-2.6 1.9-2.5 0.15 1.8-2.6 1.8-2.4 0.05

0.50 0.20 aio 0.10 0.10-0.45 0.20

2.1-3.1 2.0-2.9 1.9-2.6 2.0-2.7 1.7-2.5 1.3 2.1 1.9-2.9

0.05-0.25 0.104.22 0.04 0.04 0.05-0.25 0.15-0.25 0.06-0.25

7.2-8.4 7.2-8.2 5.7-6.7 5.9-6.9 3.0-4.0 6.1-7.5 6.8 8.0 1.3-1.8

0.25 Zr+TI

USA USA USA FRAMCE FRAI«:E USA USA

aos 0.05 0.05 005 o.os aos OOS OOS

ais ais ai5 0.15 ai5 ai5 015 ais

Remainder Remainder Remainder Remainder Remainder Remainder Remainder Remainder

7072 7472 7075 7175 7475

19544741 1860-12-19 195447-01 1957-11-08 186949-15

USA USA USA USA USA

0.7 SI 0.25 0.40 0.15 0.10

0.6 0.50 0.20 0.12

0.10 0.05 1.2-2.0 1.2-2.0 1.2-1.9

OIO 0.05 030 0.10 0.06

0 10 0.9-1 5 2.1-2.9 2.1-2 9 1.9-2 6

o.os aos 005 005 0.O5

ai5 015 ai5 0.15 ai5

Remainder Remainder Remainder Remainder Remainder

USA USA USA NC»WAY USA USA USA USA

0.40 0.50 0.40 015 0.30 0.15 0.12 0.12

06 0.7 O.SO 0.20 0.40 0.20 0.15 0.15

0.30-1.0 0.8-1.7 l.S-2.4 l.S-2.2 0.404.8 0400.8 0.6-1.3 1.1-1.8

0.30 0.8

1.2 2 0 1.723 24-3 1 2.532 2.83.7 29 3 7 2.0-3.0 2.0-3.0

005 OOS OOS 0.03 aos OOS aos 0.05

015 ai5 ais OIO 0.15 ai5 0 15 ai5

Remainder Remainder Remainder Remainf' r Remainder Remainder Remainder Remainder

7076 19544741 7277 (10) 1 9 5 4 4 7 4 1 7178 (10) 1954-07-01 7278 1981-05-26 7079 18544741 7179 1957-1148 7090 188047-28 7091 198047-29

m

AHGENTm

0.30

*f»

030 002 0.10-0.30 0.10 0.30

6.a-a 0 5 ae 5 3 8-4 .6 3.6-4.4 4 as.o

0.06-0 20

0.10-0.25 0.04 0.08 005

OOS

OIO

0.104.22

0 18-0.28 0.180.28 0.18 0.25

0.18-0 35 0.18-0 28 0 . 1 7 0 25 0.104.25 0.10 0.25

0.10 aio aio

0 0 5 4 25 Zf 0.104.20 A

4.5-5.5 4 5 5.5 55 56 5 8 65 5 7 6.7

0 03

005 OOS 0.1O4.25 Zr (24) aiao.25Zr 0.104.25 Zr

0.03

005 aos

0.08-0.15 Zf 0.08 0.15 Zf a003 Pb (37) 0.104 50 Zr(34)

0.8-13 1.3 1 9 5.1 6 1 5.1 6.1 5.2 6 2 7.0 8 0 3 7 4.3 6.3 7 3 6 6 74 3.8 4.8 3.6 4 8 7.3 8.7 5.8-7.1

(16)

003

0.10

0.10 0.06 0.06 ai5 0.10

020 0 10 0.06 0.20 0.10 0.20 0.03 0.10 0.10

005

1.0-1.9 Co (31) 0.20-0.6 Co (31)

HameavSat Hamaind&r Ramaindsï R«nMindar Ranuètdar R«naindaï

Tabel 3 Resultaten t e m p e r a t u u r s m e t i n g e n l a s p a r a m e t e r s 2 2 U 130 R

1

koppel

2

3

4

a f s t a n d (mm)

3,9

5,9

4,0

5,5

a f k o e l t i j d (s)

1,3

2,1

1,9

2,1

met

Tabel 4 R e s u l t a t e n t e m p e r a t u u r s m e t i n g e n m e t l a s p a r a m e t e r s 28 U 250 fl koppel

1

rups

2

3

4

5

1

2

1

2

1

2

1

2

3

1

a f s t a n d (mm)

4,9

9,8

5,9

8,6

5,1

9,0

4,8

9,2

11,6

3,5

7,2 10,9

a f k o e l t i j d (s)

4,8

10,5

9,1

25

33

30

12,6

13,8

14,9

7,4

9,0

6

7

8

2

3

2

3

2

6,3

8,0

8,9

10,5 4,4

7,5

8,0

8,2

5,9

5,6

9,1

9,6

3

9 4

2

10

3

4

2

3

4

10,7 3,9

9,9

8,5

4,0

5,7

7,8

1 1,3 6,2

7,6

8,0

4,4

5,9

6,9

2

3 10,3

T a b e l 5 : R e s u l t a t e n a n a l y s e n d r a a d en p l a a t m a t e r i a a l

7020 ( n o m . ) % 7020 (ana.) %

Zn 4.0 - 5.0

Mq Mn 1.0 - 1.4 0 . 0 5 - 0 . 5

4.27

1.24

Draad 1

3.88

3.13

Draad 2

3.96

3.01

Draad 4

4.10

3.08

0.33

Cr 0.1-0.25

Zr 0.8-0.2

0.15

Zr + Ti

Fe

Si

Cu

0 . 0 8 - 0 . 2 5 0.40

0.35

0.2

.025

0.24

0.1

Ni

Ti

0.1

).05 .015 .003

0.16

rest

.008 .007

Tabel 6 L a s p a r a m e t e r s Spanning (U)

22.5

S t r o o m (fl)

170

26

28

220

260

ÜJarmte-inbreng (kJ/mm)

0.3

0.5

Totale l u a r m t e - i n b r e n g (kJ/mm)

2.4

2.5

Lassnelheid

(m/s)

0,01

Gascupdiameter(mm)

13

Gasdebiet (l/min)

15

Uitsteeklengte(mm)

15

Laspositie

1 G, n e u t r a a l

0.7 2.1

lugfestigkeif Rjj^ in N/mm''Co

C3

c::)

.

•4=:

C3

0

C3 C3

Ql

' AI99,8

o

iAl99.5

AI99

^ -o—)

AIMn

^

o

AIMgf AIMgSiO,5 AIMg?MnO,3

I

AltlgSH AltlgS AlM,5!1g1 AlCutlgl

I

O

*

([)

> -o •O

! O

o-

AIMg^,5Mn AlCuMg? AIInMgCuO,5

•o o

AI/nf1gCu1,5

Figuur 1 : Overzicht van de treksterkte van enkele a l u m i n i u m kneedlegeringen

Figuur 2 :Verloop van de sterkte van de lasnaad door natuurlijke veroudering (AlZnMg)

Figuur 3 : Het ternaire systeem, A l Z n M g

HB a) Grundmateriol im kaitausgeharteten Zustand

130

A 120

1

110

•

N,

100

N

90

/

w [ll w i $ m

,

f

80 70

J

/

y

AJ 20 10 0 10 20 : Abstand von der Nahtmitte

Behandlung nach dem Schweissen:

OdRT _...900 dRT 30dRT __900 dRT^ah/SS-C —^OdRT •12h/K5''C b) Grundmcterial im warmausgeharteten Zustand

HB 130 120 110

//•

100

i

90

V'.'' »•-•

\'\ \

1

-Vi—

Ji.

•a w

w*-f—

^!

\\ A \\\

•»

t

7

ĥ

\

80

/

——f—

y

70 /

60

50 40 30 20 10 C1 1 3 2 a 30 4 D 50 6 Dmm Abstand von de r Na itmi tte

Figuur 4 : Hardheidsverloop over de las en W B Z na het n a t u u r l i j k verouderen en kunstmatig verouderen van M I G gelaste A l Z n M g proefstukken

600

i

^AlZnMgCi45 500 Al MMg1 wo

— V

Alln ^

AIhgSi 7

300

200 300

m

500

600

L ösungsglühfemperatur in T

F i g u u r 5 : I n v l o e d v a n de g l o e i t e m p e r a t u u r op de treksterkte v a n enkele a l u m i n i u m kneedlegeringen

Figuur 6 : Scheurgevoeligheidsdiagram voor A l Z n M g legeringen

I

0

I

I

J

1

2

3

L__

t

I

I

4 5 6 7 Mg content

'

8 9 10 ( w t •/.)

I

I

11

'

12

Figuur 7 : Gemiddelde korrelgrootte als f u n k t i e van het magnesiumgehalte i n A l Z n M g legeringen met respektievelijk 1,2 en 3% Z n

Ring-cast

cracking t e s t

Pouring temp : 750°C , Mould temp. : 50 'C T

7N01 Mark

Zn content 1

wt7e

2 3

5083

A 6 8 Mg content (wt®/©)

Figuur

8

:

De

invloed

warmscheurgevoeligheid aan zink

van

het

10

Magnesium-gehalte

12

op

de

b i j A l Z n M g legeringen met verschillende gehalten

Figuur 9 : Treksterkte als f u n k t i e van het magnesium en z i n k gehalte ( A l Z n M g lasmetaal - 30 dagen natuurlijke veroudering)

O

O-I

0-2 I R O N .

0-3 P E R

0-4

0-5

C E N T .

Figuur 10 : Scheurgevoeligheidsdiagram. I n v l o e d van verontreinigingen (Fe + Si) op de scheurgevoeligheid

AlZni,5Mgi2

HI

(12 Qi

ALZn3,5Mg2,5

Hi

0,5

m

l}2

0,3 Ql. 0,5

Zusatzelemenie in Gew. %

Figuur 11 : Invloed van verschillende elementen op de warmscheurgevoeligheid van twee legeringen (AlZn4,5Mgl en AlZn3,5Mg2,5)

AlM,5Mgi2

AlIn3.5Mg2,5

m Aga2•Aa'Cd SO mi 60,

ID!!, SO

BQOS

W baOPS

Mr

20 Hi 012

Q2 Q3

SmTi

Qi

0,2

QS

MnQSl

Qi

Q2 0,3

lusatzelemente In Gew. %

Figuur 12 : Invloed van Cr en Ti (gekombineerd met andere elementen ) op de warmscheurgevoeligheid van AlZn4,5Mgl,2 en AlZn3,5Mg2,5

Base metal: Al-2«/.Zn-3*/.Mq Ring-cast cracking test * Pouring temp.:750*C.Mo(d tefTp.:50'C 1 1 1 • 80

: tos© r m t a l

O :

Ti»8 added

A:

Zr

added

r\ V' V \

-

\ \

Ti*B

0X)1

•

—_4fi^O— 002 0.03

0.04

Ti*B content (wtV.) — i 0.1

Zr

J 0.2

L _ _ J 0.3 0.4

content (wt7.)

Figuur 13 : I n v l o e d van z i r k o n i u m en titaan gekombineerd met b o r i u m op de scheurgevoeligheid b i j het lassen van een A l Z n 2 M g 3 legering

Figuur 14 : Invloed van z i r k o n i u m op de warmscheurgevoeligheid b i j het lassen van een A l Z n M g l legering. Boven : lastoevoegmateriaal A l Z n M g zonder z i r k o n i u m Onder : lastoevoegmateriaal A l Z n M g met z i r k o n i u m

F i g u u r 15 : I n v l o e d v a n z i r k o n i u m op de w a m s c h e u r g e v o e l i g h e i d A l Z n M g l legering

v a n een

Ring casting test Pouring temp:750*C.Mold temp.50°C 2Zn3Mg(Fe.Si)+0.3Mn+0.2Cr \

r —

\

I

I

100 -

Zr content

Figuur

16

:

Invloed

van

de

(wt'/o)

toevoeging

van

zirkonium

op

de

warmscheurgevoeligheid van een A l Z n M g legering die 0,02% Ti+B bevat en één die dit niet bevat

120

HVSOg 110 H

100 H

Meetpunten

Figuur 18 : Hardheid moedermateriaal met microVickers vs. meetpunt

130

H

mm

Figuur 19 Hardheid moedermateriaal vs. afstand en ter vergelijking kurve uit figuur 18 (HV 50 g.)

Figuur 21 : Foto van gesimuleerd plaatmateriaal, 500x interferentie kontrast

voor verouderen na verouderen

Piektemperatuur °C

Figuur 23 hardheid voor en na verouderen vs. piektemperatuur Belasting 490.3 mN

I

;uur 22 : Foto van gesimuleerd plaatmateriaal, 500x interferentie kontrast

Figuur 24 : Foto van gesimuleerd plaatmateriaal, piektemperatuur 600° C, 2000x interferentie kontrast

Figuur 25 : Foto van gesimuleerd plaatmateriaal, piektemperatuur 500° C, 2000x helder veld

Figuur 26 : Foto van gesimuleerd plaatmateriaal, piektemperatuur 400° C, 2000x helder veld

Figuur 27 : Foto van gesimuleerd plaatmateriaal, piektemperatuur 300° C, 2000x helder veld

Figuur 28 : Foto van gesimuleerd plaatmateriaal, piektemperatuur 200° C, 2000x interferentie kontrast

0.3 kJ/mm 0.7 kJ/mm 0.5 kJ/mm Cr/Al

200

300

400

500

temperatuur

Figuur 31 : Hardheid vs. piektemperatuur voor verschillende warmte-inbreng

1200

1000

""*

t=5s.

-•

t=10s

•*

t=2s. geen simulatie

400

Figuur 32 kerfslagwaarden vs. piektemperatuur

5 O Piektemperatuur °C

Figuur 35 hardheid vs. afstand hart las W=0,7 kJ/mm

Figuur 36 hardheid vs. afstand hart las W=0,7 kJ/mm Hvlkg

Figuur 37 hardheid vs. hart las voor verschillende warmte-inbreng

Figuur 38 : Foto van las gemaakt met zirkoon houdende draad, langsdoorsnede

^

^

^

^

^

Figuur 39 : Foto van las gemaakt met zirkoon houdende draad, dwarsdoorsnede

Figuur 40 Kerfslagwaarden van lassen

H



M

Zr