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EP3758887A1 - VERFAHREN ZUR SCHWEIßVORBEHANDLUNG BESCHICHTETER STAHLBLECHE - Google Patents

VERFAHREN ZUR SCHWEIßVORBEHANDLUNG BESCHICHTETER STAHLBLECHE

Info

Publication number
EP3758887A1
EP3758887A1 EP19710615.6A EP19710615A EP3758887A1 EP 3758887 A1 EP3758887 A1 EP 3758887A1 EP 19710615 A EP19710615 A EP 19710615A EP 3758887 A1 EP3758887 A1 EP 3758887A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
aluminum
layer
silicon
base material
welding
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP19710615.6A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Gerald Brugger
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Voestalpine Automotive Components Linz GmbH and Co KG
Original Assignee
Voestalpine Automotive Components Linz GmbH and Co KG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Voestalpine Automotive Components Linz GmbH and Co KG filed Critical Voestalpine Automotive Components Linz GmbH and Co KG
Publication of EP3758887A1 publication Critical patent/EP3758887A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • B23K2103/18—Dissimilar materials
    • B23K2103/20—Ferrous alloys and aluminium or alloys thereof

Definitions

  • the present invention relates to a method for the welding pretreatment of coated steel sheets according to the preamble of claim 1.
  • weld sheets having a anti-corrosion coating and in particular a metallic anti-corrosion coating such as a zinc or aluminum coating.
  • Such customized sheet steel blanks are also referred to as tailored blanks.
  • Known welding methods are the arc welding and the laser welding and the laser arc hybrid welding process.
  • this document proposes that at least one alloying element of the manganese, chromium, molybdenum, silicon and / or nickel alloying element be added to the filler wire in such a way that the formation of austenite favored in the molten bath generated by the laser beam, this mind min.
  • An alloying element with a by at least 0.1 percent by weight larger mass fraction in the additional wire is present as in the press-hardenable steel of the workpiece or workpieces.
  • From DE 10 2014 001 979 A1 discloses a method for laser welding of one or more workpieces made of hardenable steel in the butt joint, wherein the steel is in particular a manganese-boron steel and the workpieces have a thickness between 0.5 and 1, 8mm and / or at the butt joint a thickness jump between 0.2 and 0.4 mm is formed, wherein an additional wire is introduced during laser welding in the molten bath, wherein the molten bath is generated exclusively by the one laser beam.
  • the filler wire contains at least one alloying element of the group comprising manganese, chromium, molybdenum, silicon and / or nickel, so that the formation of Austenite is favored.
  • a method for joining two blanks where at least one of the blanks comprises a layer of aluminum or an aluminum alloy, during the welding process a metal powder is fed into the welding zone and the metal powder is an iron-based powder is gamma-stabilizing elements and the laser beam welding is a two-point laser beam welding.
  • EP 2 007 545 B1 discloses a method for producing a welded part with very good mechanical properties, wherein a steel sheet has a coating consisting of an intermetallic layer and a metal alloy layer located on the intermetallic layer.
  • the metal alloy layer on the intermetallic layer should be removed, this layer being an aluminum alloy layer.
  • This coating is to be removed by a laser beam, so that this formed as an aluminum-silicon layer is evaporated before welding to the harmful effects of aluminum in to avoid the weld.
  • the intermetallic layer should remain in place in order to develop any corrosion-inhibiting effects.
  • the object of the invention is to provide a method for welding pretreatment, with the reliable stable welds can be generated.
  • the disadvantageous effect of aluminum and in particular the disadvantageous effect of a still existing intermetallic interlayer can be eliminated by carrying out the welding preparation with a laser in such a targeted manner that, instead of a full ablation, in which the intermetallic intermediate layer Layer is completely eliminated, or a Supplementablation in which the intermetallic inter mediate layer is maintained, a reaction ablation is driven, in which from the interme-metallic intermediate layer and possibly also components of the aluminum-silicon layer on the one hand and the steel base material on the other hand, a metallic reac tion layer is generated, which can be significantly thicker than the intermetallic intermediate layer and protrudes into the base material.
  • the alloy is carried out such that aluminum and silicon are distributed so far that, on the one hand, a protection against scaling is required, however, a negative effect on the Fes activity of the weld is not detectable. This succeeds according to the invention but only with a selected driving style of the laser.
  • the inventors have recognized that a certain amount of aluminum is harmless, so that a stable ablation process can be realized which, after welding such pretreated sheets, results in a weld having the same bearing capacity as the hardened base material.
  • Particularly advantageous properties showed the reaction onstik if the aluminum content was less than 1 1, 3% by mass, preferably ⁇ 10% by mass, in particular ⁇ 8% by mass, since then the damage to the weld can occur to a greatly reduced extent.
  • the small amount of aluminum in the metallic reaction layer does not form intermetallic phases, but is present in dissolved form in the ferrite. Surprisingly, it has been found that these small amounts of aluminum, however, are again sufficient to protect against decarburization and strong scaling.
  • the inventors have recognized that a proportion of greater than 1% by mass of aluminum preferably leads to> 2% by mass of the layer of optimum properties since, on the one hand, no intermetallic phases are present but, on the other hand, enough aluminum is present to protect the base material accordingly.
  • the most optimal layer properties are therefore the result for aluminum housings in the reaction layer of from 1 to 1, 3% by weight, preferably 1, 5 to 10% by weight, especially preferred, at 2 to 8% by weight.
  • the thickness of the aluminum-enriched reaction layer produced in this way is from 5 pm to 100 gm, preferably from 15 gm to 80 pm, in particular from 20 pm to 70 pm, more preferably from 20 pm to 50 pm, the ablation being performed with a pulsed laser.
  • the suitable settings are for example a pulse length of 70 ns at a pulse frequency of 14 kHz and an average power of 1606 W.
  • FIG. 2 a partial ablation according to the prior art
  • FIG. 3 shows the alloy ablation according to the invention
  • Figure 4 an aluminum-silicon coating on a steel sheet before a heat treatment in an electron micrograph
  • Figure 5 a steel sheet with an aluminum-silicon coating and a sectionablati onsspur in the uncured state in electron micrograph;
  • Figure 6 the sectionablationsspur according to Figure 5 in electron and light microscopic to measure
  • FIG. 7 a detail from the uncured partial ablation layer according to FIG. 6;
  • FIG. 8 shows a full ablation trace in a light-microscopic photograph
  • FIG. 9 an enlarged view of the full ablation track according to FIG. 8;
  • FIG. 10 the full ablation track according to FIG. 9 in the hardened state
  • Figure 1 1 the alloy Ablage invention in the uncured state in one
  • FIG. 12 shows the alloy ablation track in the uncured state in a magnified view in light microscopy
  • FIG. 14 shows the alloy ablation track in the hardened state in a light microscopic view
  • FIG. 15 shows a welded-on component according to the invention in a welded and unhardened state
  • FIG. 16 shows the component according to FIG. 16 after curing
  • Figure 17 the parameters during ablation and welding
  • FIG. 18 shows a detail in the region of the weld seam edge of the component pretreated by welding according to the invention in the uncured state
  • FIG. 19 shows the component according to FIG. 19 in the hardened state
  • FIG. 20 shows the experimental parameters for the full ablation, partial ablation and according to the invention
  • Typical hardenable steels for example, have the general alloy composition (all figures in mass%):
  • a steel having the composition is particularly suitable:
  • FIG 1 a full ablation of the prior art is shown.
  • a base material on which an aluminum-silicon layer is applied wherein between see the aluminum-silicon layer and the base material, an intermetallic zone or intermetallic intermediate layer is formed, which inevitably by Reaktio NEN of the base material with the Aluminum-silicon coating during the elevated temperatures of hot-dip coating.
  • the thickness of the intermetallic intermediate layer is about 3 to 10 gm and that of the aluminum-silicon layer 25 to 30 gm. Typical total layer thicknesses are thus 19 to 35 pm with a usual B Anlagenungsauflage of 60 g of aluminum-silicon per m 2 .
  • the entire layer analysis of the water layer consists of aluminum with 8 to 1 1% silicon and 2 to 4% iron. At the full In the area of the incident laser beam ablation is sucked off both with blowing nozzles and with suction, the resulting metal vapor and melting drops.
  • FIG. 2 shows a so-called partial ablation process.
  • the laser beam is driven so that the intermetallic intermediate layer stops and only the aluminum-silicon layer is evaporated with the laser beam and is sucked off accordingly.
  • FIG. 3 shows the reaction or alloy ablation according to the invention.
  • the aluminum-silicon layer is again present on the base material with the intermediate intermetallic intermediate layer.
  • the laser beam affects both the aluminum-silicon layer and the intermetallic zone but also the base material and after the laser beam, the aluminum-silicon layer and the intermetallic inter mediate layer in its original form has eliminated, has formed a metallic reaction layer, which may extend into the base material, and in which an aluminum-silicon layer or an intermetallic intermediate layer is no longer recognizable.
  • the laser beam according to the invention has a completely unique metallic reaction layer he witnesses that have taken place of metallic reactions in the reaction zone under the influence of the laser beam.
  • the reaction layer itself can protrude 5 to 50 gm from the surface of the original base material in the base material and in total have a layer thickness of 5gm to 100 gm preferably 20 pm to 50 pm.
  • FIG. 20 shows the parameters for the partial ablation, the full ablation and the reaction or alloy ablation.
  • the partial ablation was carried out at a speed of 8.5 m / min and a pulse duration of 56 nanoseconds.
  • the mean ablation power is 923 watts, with the ablation frequency at 10 kHz and the blast nozzle pressure at 0.5 bar overpressure.
  • Full ablation was performed at the same ablation rate of 8.5 m / min but with a pulse duration of 64 nanoseconds at a frequency of 12 kHz and an average ablation power of 1 191 watts.
  • the blowing nozzle pressure is identical to the partial ablation.
  • the heat treatment of this conventional, used in the automotive industry for structural components Ble surface consists of austenitizing and quenching these sheets, which means that in the heat treatment, a temperature of the sheet of 900 ° is usually exceeded, but at least one temperature above of the Ac 3 point of the corresponding steel alloy.
  • a total layer thickness of 31 gm with a layer thickness of the intermetallic intermediate layer of 6 gm.
  • the intermetallic intermediate layer be consists of a composition that the general formula Fe x Al y Si z and Fe x Al y ge hears. In the intermetallic zone, the EDX analysis shows an aluminum content of 55.8%, an iron content of 33.5%, a silicon content of 10.3%.
  • the base material is usually a so-called boron-manganese jet, which is highly hardenable.
  • the base material is a so-called 22MnB5, which is one of the common steels for the production of such components.
  • the group of boron-manganese steels suitable for this purpose is significantly larger and there is expressly no restriction on the 22MnB5.
  • FIG. 5 shows a coating as in FIG. 4, but having a partial ablation track according to the prior art, in the uncured state.
  • an unaffected aluminum-silicon coating with the intermetallic zone can be seen, as shown in FIG.
  • a partial ablation track can be seen, in which only the intermetallic interlayer with approximately 5 pm layer thickness stands.
  • FIG. 6 the same state is reproduced once again for comparison, compared to a light-microscopic image of the same region, which shows well the partially ablated region, the transition region between ablation and coating and the aluminum-silicon coating region.
  • FIG. 7 once again shows the partial ablation region with an enlarged detail of the remaining intermetallic intermediate layer with approximately 5 ⁇ m and the underlying base material. Due to the partial ablation, the intermetallic interlayer has also changed slightly, because now the iron content is 68.7%, the aluminum content 26.7%, the Silicon content 3.9% and the manganese content 0.7%. It can thus be seen that a further reaction has taken place under the influence of the laser beam heat, so that the aluminum content has fallen in favor of the iron content, as well as the silicon content. The increased manganese content also indicates that a reaction with boron-manganese steel has taken place.
  • FIG. 8 shows a cross section of an uncured fully ablated region, wherein a heat affected zone of the ablation process is visible in the area of full ablation, while the aluminum / silicon layer and the intermetallic inter mediate layer can be seen therefrom. On this are Ablationsreste, including the base material.
  • the enlargement of this area in FIG. 9 shows the transition region in which, in turn, the aluminum-silicon layer is changed due to the heat influence of the laser.
  • FIG. 10 now shows the hardened state, that is to say in the case of a state which has been caused by the fact that the previously fully ablated sheet has been subjected to austenitization and quench hardening.
  • the aluminum-silicon coating on the intermetallic intermediate layer has also changed, this now consists in particular of the general composition Al x Fe y , Al x Fe y Si z , a-Fe.
  • FIG. 11 shows a white reaction layer which is visible on the right in FIG.
  • An elemental analysis in this white metallic reaction layer shows that the iron content is 91.3%, the aluminum content is 6%, the silicon content is 1.2%, the manganese content 1.2% and the chromium content 0.2%.
  • the comparatively high levels of manganese and chromium show how strongly a reaction with the base material took place here.
  • the remaining contents of 6% aluminum and 1.2% silicon have been found to be absolutely uncritical with regard to the carrying capacity of a weld produced with such a sheet metal.
  • FIG. 12 shows a light micrograph of the corresponding region once more.
  • FIG. 13 once again shows an enlarged region of the reaction layer and the transition region to the aluminum-silicon coating.
  • the curing was carried out at a furnace temperature of 930 ° C and a furnace residence time of 5 minutes and 10 seconds.
  • the transfer time to cool was 8 seconds, cooling in a water-cooled plate die.
  • the ablation laser used comes from the company Powerlase, the laser type is M 600E-60.
  • the ablation laser optic has a focus geometry of 2.4 x 0.4 mm 2 , with the 0.4 mm arranged in the ablation advancing direction.
  • the focal length of the focus lens was about 150 mm, the laser optics can be ordered from Andritz Soutec under the order number 62-
  • the suitable and used in the experiments suction hood is also manufactured by the company Andritz Soutec and can be ordered under the name Ablation suction hood "Souspeed" at Andritz Soutec with the order number 64-515460. With the specified parameters and the plant mentioned, the result according to the invention can be generated reliably repeatedly.
  • the invention thus has the advantage that the inventors have found a way, on the one hand, to prevent scaling and surface decarburization and, on the other hand, to exclude the formation of intermetallic or soft ferritic phases without rendering the process excessively complicated. In addition, the load-bearing cross sections are not reduced.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Verschweißen von mit einer Aluminium-Silizium-Korrosionsschutzschicht versehenen Blechen, wobei zeitlich vor dem Verschweißen die auf den Blechen aufliegende Aluminium-Silizium-Schicht im Bereich des Schweißstoßes und die dahinter befindliche intermetallische Schicht zwischen dem Basismaterial und der Korrosionsschutzbeschichtung mit einem Laser überfahren wird, und dabei einerseits Material der Aluminium-Silizium-Schicht und der darunter liegenden intermetallischen Zwischenschicht verdampft und abgesaugt wird und andererseits eine in das Grundmaterial hineinreichende Reaktion mit dem Grundmaterial erzeugt wird, so dass eine metallische Reaktions- oder Legierungsablationsschicht erzeugt wird, die Eisen und gegebenenfalls Legierungselemente aus dem Grundmaterial und Aluminium-Silizium aus der Aluminium-Silizium-Schicht und der intermetallischen Zwischenschicht aufweist, wobei die Reaktionsschicht eine Dicke von 5µm bis zu 100µm erreicht.

Description

Verfahren zur Schweißvorbehandluna beschichteter Stahlbleche
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Schweißvorbehandlung beschichteter Stahlbleche nach dem Oberbegriff des Anspruchs 1 .
Im Stand der Technik ist es bekannt, aus Stahlblechen unterschiedlicher Dicke und/oder Stahlblechen mit unterschiedlicher Zusammensetzung geschweißte Platinen herzustellen, die dann einer Weiterverarbeitung, wie einer Umformung oder Wärmebehandlung zugänglich sind.
Der Sinn hierhinter ist, dass durch die unterschiedliche Dicke oder die unterschiedliche Zu sammensetzung Eigenschaften eines fertigen umgeformten Bauteils zonal unterschiedlich gestaltet werden können.
Darüber hinaus ist es bekannt, auch Bleche zu verschweißen, die eine Korrosionsschutzbe schichtung, und insbesondere eine metallische Korrosionsschutzbeschichtung wie eine Zink oder Aluminiumbeschichtung besitzen.
Es ist insbesondere bekannt, hochhärtbare Mangan-Bor-Stähle miteinander zu verschwei ßen, aus welchen anschließend Strukturbauteile von Karosserien hergestellt werden.
Derart maßgeschneiderte Platinen aus Stahlblechen werden auch als„tailored blanks“ be zeichnet.
Bekannte Schweißverfahren sind das Lichtbogenschweißen und das Laserschweißen sowie das Laserlichtbogen-Hybridschweißverfahren.
Insbesondere bei aluminium-siliziumbeschichteten Blechen hat sich herausgestellt, dass die Aluminium-Siliziumschicht, wenn sie mit den herkömmlichen Schwei ßverfahren in das Verschweißen der Bleche involviert ist, Probleme bereitet. Offensichtlich haben die Be schichtungselemente einen negativen Einfluss auf die Zusammensetzung der Schweißnaht.
Es gibt daher Ansätze, Aluminium-Siliziumschichten vor dem Schweißen teilbereichsweise zu entfernen, um die Aluminium-Siliziumkonzentration in der Schweißnaht abzusenken.
Zudem ist aus dem Stand der Technik bekannt, bei einem Verschweißen derartig beschich teter Bleche mit einem Zusatzdraht zu arbeiten oder mit einer Pulverzugabe.
Aus der DE 10 2012 1 1 1 1 18 B3 ist ein Verfahren zum Laserschweißen eines oder mehrerer Werkstücke aus presshärtbarem Stahl, insbesondere Mangan-Bor-Stahl bekannt, bei dem im Stumpfstoß geschweißt wird und bei dem das Werkstück oder die Werkstücke eine Dicke von mind. 1 ,8mm aufweisen und/oder an dem Stumpfstoß ein Dickensprung von mind.
0,4mm entsteht, wobei bei dem Laserschweißen in das mit einem Laserstrahl erzeugte Schmelzbad Zusatzdraht zugeführt wird. Um sicherzustellen, dass sich die Schweißnaht beim Warmumformen zuverlässig in ein martensitisches Gefüge aufhärten lässt, sieht diese Schrift vor, dem Zusatzdraht mind. 1 Legierungselement aus der Mangan, Chrom, Molybdän, Silizium und/oder Nickel umfassenden Gruppe zuzusetzen, dass die Bildung von Austenit in dem mit dem Laserstrahl erzeugten Schmelzbad begünstigt, wobei dieses mind. eine Legie rungselement mit einem um mind. 0,1 Gewichtsprozent größeren Masseanteil im Zusatz draht vorhanden ist als in dem presshärtbaren Stahl des Werkstückes oder der Werkstücke.
Aus der DE 10 2014 001 979 A1 ist ein Verfahren zum Laserschweißen eines oder mehrerer Werkstücke aus härtbarem Stahl im Stumpfstoß bekannt, wobei der Stahl insbesondere ein Mangan-Bor-Stahl ist und die Werkstücke eine Dicke zwischen 0,5 und 1 ,8mm aufweisen und/oder an dem Stumpfstoß ein Dickensprung zwischen 0,2 und 0,4 mm entsteht, wobei beim Laserschweißen in das Schmelzbad ein Zusatzdraht eingeführt wird, wobei das Schmelzbad ausschließlich durch den einen Laserstrahl erzeugt wird. Um sicherzustellen, dass sich die Schweißnaht beim Warmumformen zuverlässig in ein martenstisches Gefüge aufhärten lässt, sieht die Schrift vor, dass der Zusatzdraht mindestens ein Legierungsele ment aus der Mangan, Chrom, Molybdän, Silizium und/oder Nickel umfassenden Gruppe enthält, sodass die Bildung von Austenit begünstigt wird.
Aus der EP 2 737 971 A1 ist ein tailor welded blank bekannt und ein Verfahren zu seiner Herstellung, wobei das Blech dadurch erzeugt wird, dass Bleche unterschiedlicher Dicke oder Zusammensetzung miteinander verbunden werden, wobei Gualitätsprobleme in der Schweißzone vermindert werden sollen. Auch hierbei wird ein Zusatzdraht verwendet, wobei dieser so ausgestaltet werden soll, dass im Temperaturbereich von 800 bis 950°C kein Ferrit entsteht. Dieses Verfahren soll insbesondere für AlSi-beschichtete Bleche geeignet sein, wobei auch dieser Draht einen höheren Gehalt an Austenit stabilisierenden Elementen ha ben soll, die insbesondere aus Kohlenstoff oder Mangan bestehen.
Aus der EP 1 878 531 B1 ist ein Verfahren zum hybriden Laser-Lichtbogen-Schweißen von oberflächig beschichteten metallischen Werkstücken bekannt, wobei die oberflächige Be schichtung Aluminium enthalten soll. Der Laserstrahl soll mit wenigstens einem Lichtbogen kombiniert sein, sodass ein Schmelzen des Metalls und ein Schweißen des oder der Teile bewirkt wird und, dass wenigstens eines der Teile vor seinem Schweißen auf der Oberfläche einen seiner seitlichen Schnittflächen die verschweißt werden soll, Ablagerungen der Be schichtung von Aluminium-Silizium aufweist.
Aus der EP 2 942 143 B1 ist ein Verfahren zum Verbinden von zwei Rohlingen bekannt, wo bei die Rohlinge Stahlbleche sind mit einer Beschichtung, welche eine Schicht aus Alumini um oder aus einer Aluminiumlegierung umfassen, wobei die beiden Teile aneinanderge schweißt werden unter Nutzung eines Laserstrahls und eines Lichtbogens, wobei der Licht bogenbrenner eine Fülldrahtelektrode umfasst und die Fülldrahtelektrode aus einer Stahlle gierung umfassend stabilisierende Elemente besteht, wobei Laser und Lichtbogen in einer Schweißrichtung bewegt werden, wobei in Schweißrichtung der Lichtbogenschweißbrenner und der Laserstrahl nachfolgend angeordnet sind.
Aus der EP 2 883 646 B1 ist ein Verfahren zum Verbinden von zwei Rohlingen bekannt, wo bei zumindest einer der Rohlinge eine Schicht aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung umfasst, wobei beim Schweißvorgang ein Metallpulver in die Schweißzone zugeführt wird und das Metallpulver ein auf Eisen basierendes Pulver umfassend gammastabilisierende Elemente ist und das Laserstrahlschweißen ein Zweipunktlaserstrahlschweißen ist.
Aus der EP 2 007 545 B1 ist ein Verfahren zur Herstellung eines geschweißten Teils mit sehr guten mechanischen Eigenschaften bekannt, wobei ein Stahlblech eine Beschichtung be sitzt, die aus einer intermetallischen Schicht besteht und einer auf der intermetallischen Schicht befindlichen Metalllegierungsschicht. Zum Zwecke des Verschweißens der Bleche soll an der Peripherie des Blechs, d. h. den Bereichen, die verschweißt werden sollen, die Metalllegierungsschicht auf der intermetallischen Schicht entfernt sein, wobei es sich bei dieser Schicht um eine Aluminiumlegierungsschicht handelt. Diese Beschichtung soll durch einen Laserstrahl beseitigt sein, sodass diese als Aluminium-Siliziumschicht ausgebildete Schicht vor dem Verschweißen abgedampft wird, um schädliche Einflüsse des Aluminiums in der Schweißnaht zu vermeiden. Gleichzeitig soll die intermetallische Schicht bestehen blei ben, um möglicherweise korrosionshemmende Wirkungen zu entfalten.
Aus der US 960 43 1 1 B2 ist ein Vollablationsverfahren bekannt, bei dem eine metallische und eine intermetallische Schicht vollständig durch Laser verdampft werden.
Bei Verfahren, bei denen eine Vollablation durchgeführt wird, ist von Nachteil, dass die Be reiche, die vollständig von einer Aluminium-Silizium-Schicht befreit wurden, beim Schweißen oder spätestens beim Härten der Bauteile oberflächlich verzundern. Dies schwächt den Querschnitt im Bereich der Naht und ist grundsätzlich unerwünscht.
Bei einer Teilablation ist von Nachteil, dass diese sehr genau gefahren werden muss, um lediglich die Aluminium-Silizium-Schicht zu entfernen, jedoch möglichst die intermetallische Zwischenschicht zu erhalten. Dies gelingt nicht immer vollständig. Ferner ist von Nachteil, dass bei der Teilablation durch die noch bestehende intermetallische Zwischenschicht zu viel Aluminium in der Schweißnaht vorhanden sein kann, so dass die Schweißnaht nicht die er forderliche Stabilität besitzt und das Bauteil in der Schweißnaht versagt. Dies ist grundsätz lich unerwünscht.
Bei Verfahren, bei denen ein Pulver in die Schweißnaht eingebracht wird, hat sich herausge stellt, dass die Dosierung des Pulvers doch recht schwer ist.
Grundsätzlich besteht das Problem, dass bei Aluminium-Siliziumschichten auf Blechen bei der Verschweißung die Schweißnaht weniger fest wird, was offensichtlich am Aluminium liegt, welches mit in die Schweißnaht eingetragen wird.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Schweißvorbehandlung zu schaffen, mit dem zuverlässig stabile Schweißnähte erzeugt werden können.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in Unteransprüchen gekennzeichnet.
Erfindungsgemäß wurde erkannt, dass die nachteilige Wirkung des Aluminiums und insbe sondere die nachteilige Wirkung einer noch bestehenden intermetallischen Zwischenschicht dadurch beseitigt werden kann, dass die Schweißvorbereitung mit einem Laser derart gezielt durchgeführt wird, dass anstelle einer Vollablation, bei der die intermetallische Zwischen- Schicht vollständig beseitigt wird, oder einer Teilablation, bei der die intermetallische Zwi schenschicht erhalten bleibt, eine Reaktionsablation gefahren wird, bei der aus der interme tallischen Zwischenschicht und gegebenenfalls auch noch Bestandteilen der Aluminium- Silizium-Schicht einerseits und dem Stahlgrundmaterial andererseits eine metallische Reak tionsschicht erzeugt wird, die deutlich dicker sein kann als die intermetallische Zwischen schicht und in den Grundwerkstoff hineinragt. In dieser Reaktionsschicht ist die Legierung derart durchgeführt, dass Aluminium und Silizium soweit verteilt sind, dass zwar einerseits ein Schutz gegen Verzunderung geboten ist, jedoch eine negative Auswirkung auf die Fes tigkeit der Schweißnaht nicht feststellbar ist. Dies gelingt erfindungsgemäß aber nur bei einer ausgewählten Fahrweise des Lasers.
Erfindungsgemäß wurde herausgefunden, dass die nachteilige Wirkung des Aluminiums vermieden werden muss und der Eintrag von Aluminium, der zwangsläufig passiert, neutrali siert werden muss.
Im Stand der Technik müssen Teilablationen, die zu diesem Zweck erfolgen, mit einem La ser sehr genau gefahren werden, um überhaupt eine gewünschte Teilablation realisieren zu können.
In der Praxis hat sich gezeigt, dass diese Teilablation schlicht nicht zuverlässig gelingt und dementsprechend die Schweißnaht nicht über nachvollziehbare Eigenschaften verfügt.
Viel wichtiger als die absoluten Eigenschaften der Schweißnaht sind die relativen Eigen schaften der Schweißnaht über die Länge, so dass grundsätzlich gilt, das Spitzenwerte be züglich der Zugfestigkeit in wenigen Bereichen der Schweißnaht weniger interessant sind als gleichbleibende Eigenschaften über die gesamte Nahtlänge, die zu zuverlässigen Bauteilen führen.
Wiederum haben die Erfinder erkannt, dass Schwankungen auch beim Vollablationsprozess nach dem Stand der Technik, bei dem also die gesamte Aluminium-Silizium-Schicht entfernt wird, zu einer merklichen Verringerung des tragenden Querschnitts der Schweißnahtkanten führt, was ebenso zu nicht tolerablen Ergebnissen führt, wie bei der Teilablation.
Die Erfinder haben erkannt, dass beide Verfahren nach dem Stand der Technik, d.h. die Vollablation, als auch die Teilablation lediglich der Deckschicht ohne die intermetallische Schicht in zwei Richtungen über das Ziel hinausschießen. Bei der Teilablation nach dem Stand der Technik verbleibt schlichtweg zu viel Aluminium, welches die Schweißnaht schä- digt. Bei der Vollablation wird jegliches Aluminium vermieden, jedoch tritt beim Härteprozess Verzunderung uns Entkohlung auf, was sich auf den tragenden Querschnitt der Verbindung negativ auswirkt.
Die Erfinder haben erkannt, dass ein gewisser Anteil an Aluminium jedoch unschädlich ist, so dass ein stabiler Ablationsprozess realisiert werden kann, der nach dem Verschweißen derart vorbehandelter Bleche zu einer Schweißnaht führt, die die gleiche Tragfähigkeit hat wie das gehärtete Grundmaterial. Besonders vorteilhafte Eigenschaften zeigte die Reakti onsschicht wenn der Aluminiumgehalt kleiner als 1 1 ,3 Masse-%, bevorzugt < 10 Masse-% insbesondere < 8 Masse-% betrug, da hier dann die Schädigung der Schweißnaht in stark verminderten Ausmaß auftreten kann.
Die geringe Menge Aluminium in der metallischen Reaktionsschicht bildet keine intermetalli schen Phasen, sondern liegt in gelöster Form im Ferrit vor. Überraschenderweise hat sich herausgestellt, dass diese geringen Mengen an Aluminium wiederum jedoch ausreichend sind, um vor Entkohlung und starke Verzunderung zu schützen. Die Erfinder haben erkannt, dass ein Anteil von größer 1 Masse-% Aluminium bevorzugt > 2 Masse-% der Schicht opti male Eigenschaften verleiten, da hier einerseits keine intermetallische Phasen mehr vorlie gen, andererseits aber genug Aluminium vorliegt um den Grundwerkstoff entsprechend zu schützen.
Die optimalsten Schichteigenschaften ergeben sich daher bei Aluminiumgehältern in der Reaktionsschicht von 1 bis 1 1 ,3 Masse-%, bevorzugt 1 ,5 bis 10 Masse-% besonders bevor zugt bei 2 bis 8 Masse-%.
Die Dicke der so erzeugten mit Aluminium angereicherten Reaktionsschicht beträgt von 5pm bis zu 100 gm, bevorzugt 15 gm bis 80 pm, insbesondere 20 pm bis 70 pm, besonders be vorzugt 20 pm bis 50 pm, wobei die Ablation mit einem gepulsten Laser durchgeführt wird.
Die geeigneten Einstellungen sind beispielsweise eine Pulslänge von 70 ns bei einer Puls frequenz von 14 kHz und einer mittleren Leistung von 1606 W.
Hiermit lassen sich Ablationsgeschwindigkeiten von 9 m/min erreichen, bei einem Fokus des Strahles von 2,4 c 0,4 mm.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei: Figur 1 : eine Vollablation nach dem Stand der Technik;
Figur 2: eine Teilablation nach dem Stand der Technik;
Figur 3: die erfindungsgemäße Legierungsablation;
Figur 4: eine Aluminium-Silizium-Beschichtung auf einem Stahlblech vor einer Wärmebe handlung in elektronenmikroskopischer Aufnahme;
Figur 5: ein Stahlblech mit einer Aluminium-Silizium-Beschichtung und einer Teilablati onsspur in ungehärtetem Zustand in elektronenmikroskopischer Aufnahme;
Figur 6: die Teilablationsspur nach Figur 5 in elektronen- und lichtmikroskopischer Auf nahme;
Figur 7: ein Detail aus der ungehärteten Teilablationsschicht nach Figur 6;
Figur 8: eine Vollablationsspur in lichtmikroskopischer Aufnahme;
Figur 9: eine vergrößerte Aufnahme der Vollablationsspur nach Figur 8;
Figur 10: die Vollablationsspur nach Figur 9 in gehärtetem Zustand;
Figur 1 1 : die erfindungsgemäße Legierungsablation in ungehärtetem Zustand in einem
Vergleich zwischen einer elektronmikroskopischen und einer lichtmikroskopi schen Aufnahme;
Figur 12: die Legierungsablationsspur in ungehärtetem Zustand in einer lichtmikroskopi schen vergrößerten Darstellung;
Figur 13: in einer vergrößerten elektronmikroskopischen Aufnahme in ungehärtetem Zu stand;
Figur 14: die Legierungsablationsspur in gehärtetem Zustand in einer lichtmikroskopischen
Aufnahme und einer elektronmikroskopischen Aufnahme mit Elementerkennung; Figur 15: ein erfindungsgemäß schweißvorbereitetes Bauteil in geschweißtem und unge härtetem Zustand;
Figur 16: das Bauteil nach Figur 16 nach der Härtung;
Figur 17: die Parameter bei der Ablation und beim Schweißen;
Figur 18: ein Detail im Bereich des Schweißnahtrandes des erfindungsgemäß schweißvor- behandelten Bauteils in ungehärtetem Zustand;
Figur 19: das Bauteil nach Figur 19 in gehärtetem Zustand;
Figur 20: die Versuchsparameter für die Vollablation, Teilablation und erfindungsgemäße
Legierungsablation.
Es ist bekannt, härtbare Stähle mit einer Korrosionsschutzschicht zu versehen und insbe sondere mit einer Korrosionsschutzschicht, die den Stahl beim Härten vor Korrosion schüt zen soll. Dieses Härten findet üblicherweise so statt, dass das Stahlmaterial austenitisiert wird und anschließend abgeschreckt wird, so dass der Austenit teilweise oder vollständig in Martensit umwandelt und hierdurch eine Härtung herbeigeführt wird. Die üblichen Tempera turen hierfür liegen deutlich oberhalb 800 qC. Bei solchen Temperaturen kommt es zu ober flächlichen Oxidationen und Entkohlung des Stahlmaterials, wenn es nicht durch eine Schicht vor der Entkohlung und der Oxidation geschützt werden würde.
Typische härtbare Stähle haben zum Beispiel die allgemeine Legierungszusammensetzung (alle Angaben in Masse-%):
Kohlenstoff (C) 0,03-0,6
Mangan (Mn) 0, 8-3,0
Aluminium (AI) 0,01 -0,07
Silizium (Si) 0,01 -0,8
Chrom (Cr) 0,02-0,6
Titan (Ti) 0,01 -0,08
Stickstoff (N) < 0,02
Bor (B) 0,002-0,02
Phosphor (P) < 0,01
Schwefel (S) < 0,01 Molybdän (Mo) < 1
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
Insbesondere geeignet sind Stähle der Legierungszusammensetzung:
Kohlenstoff (C) 0,03-0,30
Mangan (Mn) 1 ,00-3,00
Aluminium (AI) 0,03-0,06
Silizium (Si) 0,01 -0,20
Chrom (Cr) 0,02-0,3
Titan (Ti) 0,03-0,04
Stickstoff (N) < 0,007
Bor (B) 0,002-0,006
Phosphor (P) < 0,01
Schwefel (S) < 0,01
Molybdän (Mo) < 1
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
Besonders geeignet ist beispielsweise ein Stahl mit der Zusammensetzung:
C Si Mn P S AI Cr Ti B N
[%] [%] [%]a [%] [%] [%] [%] [%] [%] [%]
0,20 0,18 2,01 0,0062 0,001 0,054 0,03 0,032 0,0030 0,0041
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,
Solche Stähle sind ausdrücklich auch für die Erfindung geeignet.
In Figur 1 ist eine Vollablation nach dem Stand der Technik gezeigt. Hierbei erkennt man einen Grundwerkstoff, auf dem eine Aluminium-Silizium-Schicht aufgebracht ist, wobei zwi- sehen der Aluminium-Silizium-Schicht und dem Grundwerkstoff eine intermetallische Zone bzw. intermetallische Zwischenschicht ausgebildet ist, die sich zwangsläufig durch Reaktio nen des Grundwerkstoffs mit der Aluminium-Silizium-Beschichtung während der erhöhten Temperaturen bei der Schmelztauchbeschichtung einstellt. Die Dicke der intermetallischen Zwischenschicht beträgt dabei etwa 3 bis 10 gm und die der Aluminium-Silizium-Schicht 25 bis 30 gm. Typische Gesamtschichtdicken sind somit 19 bis 35 pm bei einer üblichen Bschichtungsauflage von 60 g Aluminium-Silizium pro m2. Die gesamte Schichtanalyse die ser Schicht besteht aus Aluminium mit 8 bis 1 1 % Silizium und 2 bis 4% Eisen. Bei der Voll- ablation wird im Bereich des auftreffenden Laserstrahls sowohl mit Blasdüsen als auch mit Absaugungen der entstehende Metalldampf und Schmelztropfen abgesaugt.
In Figur 2 ist ein sogenannter Teilablationsprozess gezeigt. Hier erkennt man ebenfalls wie der die Aluminium-Silizium-Schicht auf dem Grundwerkstoff mit der dazwischen befindlichen intermetallischen Zwischenschicht, wobei hierbei jedoch der Laserstrahl so gefahren wird, dass die intermetallische Zwischenschicht stehen bleibt und lediglich die Aluminium-Silizium- Schicht mit dem Laserstrahl verdampft wird und entsprechend abgesaugt wird.
In Figur 3 ist die erfindungsgemäße Reaktions- oder Legierungsablation gezeigt. Auch hier ist wieder die Aluminium-Silizium-Schicht auf dem Grundwerkstoff mit der dazwischen be findlichen intermetallischen Zwischenschicht vorhanden. Auch hier wird mit Blasdüsen und einer Absaugung gearbeitet, wobei jedoch der Laserstrahl sowohl die Aluminium-Silizium- Schicht als auch die intermetallische Zone aber auch den Grundwerkstoff beeinflusst und sich nachdem der Laserstrahl die Aluminium-Silizium-Schicht und die intermetallische Zwi schenschicht in ihrer Ausgangsform beseitigt hat, eine metallische Reaktionsschicht ausge bildet hat, die in den Grundwerkstoff hineinreichen kann, und bei der eine Aluminium- Silizium-Schicht oder eine intermetallische Zwischenschicht nicht mehr erkennbar ist. Somit hat der Laserstrahl erfindungsgemäß eine völlig eigene metallische Reaktionsschicht er zeugt, die aus metallischen Reaktionen in der Reaktionszone unter dem Einfluss des Laser strahls stattgefunden haben. Die Reaktionsschicht selber kann dabei 5 bis 50 gm von der Oberfläche des ursprünglichen Grundwerkstoffs in den Grundwerkstoff hineinragen und ins gesamt eine Schichtdicke von 5gm bis 100 gm bevorzugt 20 pm bis 50 pm aufweisen.
In Figur 20 sind die Parameter für die Teilablation, die Vollablation und die Reaktions- bzw. Legierungsablation gezeigt bei der Teilablation wurde mit einer Geschwindigkeit von 8,5 m/min und einer Pulsdauer von 56 Nanosekunden gearbeitet. Die mittlere Ablationsleistung liegt bei 923 Watt, wobei die Ablationsfrequenz bei 10 kHz liegt und der Blasdüsendruck bei 0,5 bar Überdruck. Bei der Vollablation wurde bei gleicher Ablationsgeschwindigkeit von 8,5 m/min aber mit einer Pulsdauer von 64 Nanosekunden bei einer Frequenz von 12 kHz und einer mittleren Ablationsleistung von 1 191 Watt gearbeitet. Der Blasdüsendruck ist hierbei dem bei der Teilablation identisch.
Bei der Legierungsablation wird mit der gleichen Ablationsgeschwindigkeit gearbeitet, ge genüber der Teilablation und der Vollablation ist jedoch die Pulsdauer auf 91 Nanosekunden erhöht und es wird mit einer Ablationsleistung von 1702 Watt gearbeitet, bei einer Frequenz von 18 kHz. Auch hier ist der Blasdüsendruck 0,5 bar Überdruck. In Figur 4 erkennt man eine typische Aluminium-Silizium-Beschichtung, wie sie großindustri ell auf Stahlblechen verwendet wird. Die dort dargestellte Aluminium-Silizium-Beschichtung ist im Ausgangszustand dargestellt, d.h., im Anlieferungszustand eines solchen beschichte ten Bleches, bevor dieses Blech wärmebehandelt wurde. Hierzu ist anzumerken, dass die Wärmebehandlung dieser üblichen, im Automobilbau für Strukturbauteile verwendeten Ble che darin besteht, diese Bleche zu austenitisieren und abschreckzuhärten, was bedeutet, dass bei der Wärmebehandlung eine Temperatur des Blechs von 900 ° meist überschritten wird, jedoch zumindest eine Temperatur oberhalb des Ac3-Punkts der entsprechenden Stahl legierung. Man erkennt hierbei eine Gesamtschichtdicke von 31 gm bei einer Schichtdicke der intermetallischen Zwischenschicht von 6 gm. Die intermetallische Zwischenschicht be steht aus einer Zusammensetzung, die der allgemeinen Formel FexAlySiz sowie FexAly ge horcht. In der intermetallischen Zone ergibt die EDX-Analyse einen Aluminiumanteil von 55,8 %, einen Eisenanteil von 33,5 %, einen Siliziumanteil von 10,3 %. Der Grundwerkstoff ist üblicherweise ein sogenannter Bor-Mangan-Strahl, der hochhärtbar ist. Insbesondere han delt es sich bei dem Grundwerkstoff um einen sogenannten 22MnB5, was einer der üblichen Stähle für die Erzeugung derartiger Bauteile ist. Die Gruppe der Bor-Mangan-Stähle, die hierfür geeignet sind, ist jedoch deutlich größer und es findet ausdrücklich keine Einschrän kung auf den 22MnB5 statt.
In Figur 5 erkennt man eine Beschichtung wie in Figur 4, die jedoch eine Teilablationsspur nach dem Stand der Technik besitzt, in ungehärtetem Zustand. Im linken Bereich der Figur 5 ist eine unbeeinflusste Aluminium-Silizium-Beschichtung mit der intermetallischen Zone, wie in Figur 4 zu sehen. Im rechten Bereich ist eine Teilablationsspur zu sehen, bei der nur noch die intermetallische Zwischenschicht mit ca. 5 pm Schichtdicke steht. Dazwischen ist ein Übergangsbereich zwischen dem teilablatierten Bereich und Beschichtungsbereich zu er kennen, bei dem die Beschichtung aufgrund des Wärmeeinflusses des Laserstrahls verän dert ist.
In Figur 6 ist zum Vergleich der gleiche Zustand noch einmal abgebildet, gegenüber einer lichtmikroskopischen Aufnahme desselben Bereichs, der gut den teilablatierten Bereich, den Übergangsbereich zwischen Ablation und Beschichtung und den Aluminium-Silizium- Beschichtungsbereich zeigt.
In Figur 7 ist noch einmal der Teilablationsbereich gezeigt mit einer Ausschnittsvergrößerung der verbliebenen intermetallischen Zwischenschicht mit ca. 5 pm und dem darunterliegenden Grundwerkstoff. Durch die Teilablation hat sich auch die intermetallische Zwischenschicht etwas verändert, denn nun beträgt der Eisengehalt 68,7 %, der Aluminiumgehalt 26,7 %, der Siliziumgehalt 3,9 % und der Mangangehalt 0,7 %. Man erkennt somit, dass eine weitere Reaktion unter Einfluss der Laserstrahlhitze stattgefunden hat, so dass der Aluminiumgehalt zu Gunsten des Eisengehaltes gesunken ist, ebenso wie der Siliziumgehalt. Auch der erhöh te Mangangehalt weist darauf hin, dass eine Reaktion mit dem Bor-Mangan-Stahl stattge funden hat.
In Figur 8 ist eine Schliffaufnahme eines ungehärteten vollablatierten Bereichs zu sehen, wobei im Bereich der Vollablation eine Wärmeeinflusszone des Ablationsprozesses sichtbar ist, während davon entfernt die Aluminium-Silizium-Schicht und die intermetallische Zwi schenschicht zu sehen ist. Auf dieser befinden sich Ablationsreste, darunter der Grundwerk stoff. Die Vergrößerung dieses Bereichs in Figur 9 zeigt den Übergangsbereich, in dem wie derum die Aluminium-Silizium-Schicht aufgrund des Wärmeeinflusses des Lasers verändert ist.
Figur 10 zeigt nun den gehärteten Zustand, also bei einem Zustand, der dadurch hervorgeru fen wurde, dass das vorher vollablatierte Blech einer Austenitisierung und Abschreckhärtung unterworfen wurde. Durch die Härtung hat sich auch die Aluminium-Silizium-Beschichtung auf der intermetallischen Zwischenschicht verändert, diese besteht jetzt insbesondere aus den allgemeinen Zusammensetzung AlxFey, AlxFeySiz, a-Fe. Im Bereich der Vollablation er kennt man eine Zunderschicht auf einer entkohlten Zone, d.h., dass hier die Härtung und insbesondere die Wärmebehandlung zur Härtung, nämlich die Austenitisierung dazu geführt hat, dass das Grundmaterial oberflächlich oxidiert ist (Zunder), also im Wesentlichen aus Eisenoxiden und Oxiden der Legierungselemente besteht, während der für die Härtung an sich notwendige Kohlenstoff im oberen Bereich aufgrund der Wärmebehandlung im Stahl verarmt ist und durch Oxidation entfernt wurde.
Bei der erfindungsgemäßen Legierungs- oder Reaktionsablation (Figur 1 1 ) erkennt man im ungehärteten Zustand, dass anstelle einer intermetallischen Zwischenschicht und/oder einer reinen Grundwerkstoffschicht eine in Figur 12 rechts sichtbare weiße Reaktionsschicht ver blieben ist. Eine Elementanalyse in dieser weißen metallischen Reaktionsschicht zeigt, dass dort der Eisengehalt 91 ,3 % beträgt, der Aluminiumgehalt 6 %, der Siliziumanteil 1 ,2 %, der Mangananteil 1 ,2 % und der Chromanteil 0,2 %. Die vergleichsweise hohen Gehalte an Mangan und Chrom zeigen, wie stark hier eine Reaktion mit dem Grundwerkstoff stattgefun den hat. Die verbleibenden Gehalte von 6 % Aluminium und 1 ,2 % Silizium haben sich be züglich der Tragfähigkeit einer mit einem solchen Blech erzeugten Schweißnaht als absolut unkritisch herausgestellt. In Figur 12 ist eine lichtmikroskopische Aufnahme des entsprechenden Bereichs noch einmal dargestellt.
Figur 13 zeigt noch einmal einen vergrößerten Bereich der Reaktionsschicht und des Über gangsbereichs zur Aluminium-Silizium-Beschichtung.
Im gehärteten Zustand (Figur 14) erkennt man die extreme Überlegenheit der erfindungsge mäßen Reaktionsschicht gegenüber allen bekannten bisherigen Schweißvorbereitungen für solche Bleche. Im gehärteten Zustand ist die Reaktionsschicht sehr klar definiert vorhanden, während der Grundwerkstoff völlig unbeeinflusst und insbesondere ohne Entkohlung und ohne Verzunderung darunter angeordnet ist. Nach dem Härten erkennt man, dass in der Reaktionsschicht (Figur 15 unten) der Eisengehalt weiter angestiegen ist auf Kosten des Aluminium- und Silizium-Anteils und der Mangangehalt und der Chromgehalt ebenfalls noch einmal leicht angestiegen sind. Gleichwohl hat diese Reaktionsschicht eine überzeugende Korrosionsschutzarbeit geleistet.
Wird ein derart erfindungsgemäß vorbereitetes Bauteil mit einem weiteren derartigen Bauteil verschweißt, erkennt man in Figur 15 den ungehärteten Zustand. In Figur 16 ist der gehärte te Zustand gezeigt. Hier erkennt man noch einmal sehr deutlich, wie zuverlässig die dort weiß ersichtliche Reaktions- bzw. Legierungsablationszone das darunterliegende Material geschützt hat. In Figur 17 sind die Parameter gezeigt, hierbei wurde mit einer Ablationsge schwindigkeit von 8,5 m/min und einer mittleren Ablationsleistung von 1702 Watt bei einer Frequenz von 18 kHz und einem Abblasdüsendruck von 1 ,5 bar Überdruck gearbeitet. Ver schweißt wurde ebenfalls mit einer Geschwindigkeit von 8,5 m/min bei einer Schweißleistung von 4920 Watt und einer Gasspülung von 15 I Argon pro Minute.
In Figur 18 erkennt man den Übergang zur Schweißnaht im ungehärteten Bereich, bei der ganz links die Aluminium-Silizium-Schicht plus die intermetallische Zwischenschicht erkenn bar sind, im mittleren Bereich die Reaktionsschicht und ganz rechts die Schweißnaht. Im gehärteten Zustand (Figur 19) erkennt man ganz rechts eine durch die Wärmebehandlung umgewandelte Aluminium-Silizium-Schicht auf der intermetallischen Zwischenschicht, im mittleren Bereich die klar definiert ausgebildete Reaktionsschicht und daneben die Schweiß naht.
Die Härtung erfolgte bei einer Ofentemperatur von 930 °C und einer Ofenverweilzeit von 5 Minuten und 10 Sekunden. Die Transferzeit zur Abkühlung betrug 8 Sekunden, wobei die Abkühlung in einem wassergekühlten Plattenwerkzeug erfolgte. Der verwendete Ablationslaser stammt von der Firma Powerlase, der Lasertyp ist M 600E-60. Die Ablations-Laser-Optik besitzt eine Fokusgeometrie von 2,4 x 0,4 mm2, wobei die 0,4 mm in Ablationsvorschubrichtung angeordnet sind. Die Brennweite der Fokuslinse betrug etwa 150 mm, die Laseroptik kann bei der Firma Andritz Soutec unter der Bestellnummer 62-
515781 bestellt werden. Die geeignete und bei den Versuchen verwendete Absaughaube ist ebenfalls von der Firma Andritz Soutec hergestellt und ist unter der Bezeichnung Ablation Absaughaube„Souspeed“ bei der Firma Andritz Soutec mit der Bestellnummer 64-515460 bestellbar. Mit den angegebenen Parametern und der genannten Anlage lässt sich das erfin- dungsgemäße Ergebnis zuverlässig wiederholt erzeugen.
Bei der Erfindung ist somit von Vorteil, dass die Erfinder einen Weg gefunden haben, einer seits die Verzunderung und Randentkohlung zu verhindern und andererseits die Bildung intermetallischer oder weicher ferritischer Phasen auszuschließen ohne das Verfahren übermäßig kompliziert zu gestalten. Zudem werden auch die tragenden Querschnitte nicht verringert.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Schweißvorbereitung von mit einer Aluminium-Silizium- Korrosionsschicht versehenen Stahlblechen aus einem härtbaren Stahlmaterial, wobei die auf den Blechen aufliegende Aluminium-Silizium-Schicht und die darunter liegende interme tallische Zwischenschicht sowie das darunter liegende Grundmaterial mit einem Laserstrahl im Bereich einer gewünschten Schweißkante überfahren werden und dabei einerseits Mate rial der Aluminium-Silizium-Schicht und der darunter liegenden intermetallischen Zwischen schicht verdampft und abgesaugt wird und andererseits eine in das Grundmaterial hineinrei chende Reaktion mit dem Grundmaterial erzeugt wird, so dass eine metallische Reaktions oder Legierungsablationsschicht erzeugt wird, die Eisen und Legierungselemente aus dem Grundmaterial und Aluminium-Silizium aus der Aluminium-Silizium-Schicht und der interme tallischen Zwischenschicht aufweist, wobei die Reaktionsschicht eine Dicke von 5 gm bis 100 gm insbesondere 20 pm bis 50 pm erreicht.
2. Verfahren nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Vorschubgeschwindigkeit Vab| zwischen 4 m/min und 30 m/min, insbesondere zwi schen 7 m/min und 15 m/min liegt, der Laser gepulst betrieben wird mit Pulsdauern zwischen 20 bis 150 ns, insbesondere 30 bis 100 ns und mit Frequenzen von 1 bis 100 kHz, insbe sondere 10 bis 30 kHz bei mittleren Ablationsleistungen von 500 W bis 5000 W, insbesonde re 1000 W bis 2000 W.
3. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Verfahren so durchgeführt wird, dass der Aluminiumgehalt der metallischen Reak tionsschicht nach der Schweißvorbereitung 1 1 ,3 % nicht überschreitet, vorzugsweise 10 % nicht überschreitet und weiter bevorzugt 8 % nicht überschreitet (in Masse-%).
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass das Verfahren so durchgeführt wird, dass der Aluminiumgehalt der metallischen Reak tionsschicht nach der Schweißvorbereitung > 1 % beträgt, vorzugsweise >2 % beträgt (in Masse-%).
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass als Grundmaterial ein Stahl verwendet wird, der ein Bor-Mangan-Stahl ist, welcher durch ein Austenitisierungs- und Abschreckverfahren härtbar ist und insbesondere ein Stahl aus der Gruppe der 22MnB5-Stähle verwendet wird.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass als Grundmaterial ein Stahl der allgemeinen Legierungszusammensetzung (in Mas- se-%)
Kohlenstoff (C) 0,03-0,6
Mangan (Mn) 0, 8-3,0
Aluminium (AI) 0,01 -0,07
Silizium (Si) 0,01 -0,8
Chrom (Cr) 0,02-0,6
Titan (Ti) 0,01 -0,08
Stickstoff (N) < 0,02
Bor (B) 0,002-0,02
Phosphor (P) < 0,01
Schwefel (S) < 0,01
Molybdän (Mo) < 1
Rest Eisen und erschmelzungsbedi Verunreinigungen, verwendet wird.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass als Grundmaterial ein Stahl der allgemeinen Legierungszusammensetzung (in Masse-
%)
Kohlenstoff (C) 0,03-0,30
Mangan (Mn) 1 ,00-3,00
Aluminium (AI) 0,03-0,06
Silizium (Si) 0,01 -0,20
Chrom (Cr) 0,02-0,3 Titan (Ti) 0,03-0,04
Stickstoff (N) < 0,007
Bor (B) 0,002-0,006
Phosphor (P) < 0,01
Schwefel (S) < 0,01
Molybdän (Mo) < 1
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, verwendet wird.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass als Grundmaterial ein Stahl der Legierungszusammensetzung C=0,20, Si=0, 18,
Mn=2,01 , P=0,0062, S=0,001 , Al=0,054, Cr=0,03, Ti=0,032, B=0,0030, M=0,0041 , Rest Ei sen und schmelzungsbedingte Verunreinigungen verwendet wird, wobei alle Angaben in Masse-% sind.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Breite der Reaktions- bzw. Legierungsablationsschicht vom Stoß bzw. der Stoßfuge 0,4 bis 2,4 mm beträgt.
10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der entstehende Dampf sowie Schmelzpartikel mittels geeigneten Abblasdüsen im Druckbereich von 0,1 bis 20 bar, insbesondere von 0,3 bis 5 bar und Absaugvorrichtungen von dem Schweißstoß weggeführt wird.
1 1 . Platine hergestellt und für ein Verschweißen vorbereitet mit einem Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche.
12. Verschweißtes Bauteil aus Platinen nach Anspruch 1 1.
13. Verwendung von Platinen nach Anspruch 12 und schweißverarbeitet nach einem der Ansprüche 1 bis 10 zur Erzeugung von verschweißten Bauteilen wobei die Platine mit abla- tierten Stößen aneinandergelegt und mittels Laser verschweißt werden.
14. Verwendung nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass beim Schweißen ein Zusatzdraht in die Schweißnaht eingebracht wird.
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