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In der Offshore-Industrie werden seit langer Zeit austenitisch-ferritische Duplexstähle eingesetzt, da sie im Vergleich zu herkömmlichen austenitischen hochlegierten Stählen bessere Festigkeitseigenschaften aufweisen und gegenüber rein ferritischen hochlegierten Stählen eine bessere Verformbarkeit bei gleichzeitig verbesserter Korrosionsbeständigkeit, auch in aggressiver Umgebung, bieten. Dennoch zeigt das Schrifttum, dass es trotz dieser guten Eigenschaften zum Versagen von Bauteilen kommen kann, bei dem Wasserstoff für die Schadensursache eine entscheidende Rolle spielt.
Zur Klärung der Schädigungsmechanismen unter Einfluss von Wasserstoff kann die numerische Simulation einen entscheidenden Beitrag leisten, da sich experimentelle Ergebnisse besser deuten und zwischen Labortests bis hin zu Bauteilversuchen übertragen lassen. Bisher wurden jedoch meistens makroskopische numerische Betrachtungen zur wasserstoffunterstützten Werkstoffschädigung in Duplexstählen durchgeführt. Die Duplexstähle bestehen jedoch nahezu aus gleichen Teilen an austenitischer und ferritischer Phase, welche unterschiedliche mechanische Eigenschaften als auch Transporteigenschaften für Wasserstoff aufweisen. Zugleich bedingt dies eine unterschiedliche Empfindlichkeit für eine wasserstoffunterstützte Werkstoffschädigung. Daher bestand die Aufgabe dieser Arbeit in der Erstellung eines numerischen Mesomodells eines realen Duplexgefüges, mit dem die Abbildung des Wasserstofftransportverhaltens, der mechanischen Spannungen und Dehnungen sowie der Rissinitiierung und des Rissfortschrittes in den einzelnen Phasen möglich ist. Zudem werden moderne Röntgenbeugungsexperimente genutzt, um den Einfluss von Wasserstoff auf die phasenspezifischen mechanischen Eigenschaften zu bestimmen.
Für den Transport von Wasserstoff konnte eine deutliche Abhängigkeit von der Orientierung der austenitischen und ferritischen Phase im Gefüge gezeigt werden, wobei der Wasserstofftransport vornehmlich über die ferritische Phase erfolgt und der Wasserstoff im Austenit stärker getrappt wird. Die numerische Analyse der mechanischen Spannungen und Dehnungen in den Phasen des Duplexstahls zeigte, dass bei einer makroskopisch elastischen Beanspruchung des Duplexgefüges bereits lokal in den Phasen plastische Verformungen auftreten können. Damit verbunden ist ein erhöhtes Risiko für eine wasserstoffunterstützte Werkstoffschädigung bereits im makroskopisch elastischen Bereich, wenn ausreichend hohe Wasserstoffkonzentrationen im Duplexgefüge vorliegen. Die Ergebnisse der numerischen Simulation entsprechen den experimentellen Beobachtungen zum Wasserstofftransport und den lokalen Beanspruchungen in realen Duplexgefügen. Das Modell erlaubt somit die Identifikation risskritischer Bereiche und kritischer Kombinationen von Wasserstoffkonzentration und lokaler Beanspruchung im Duplexgefüge. Die Ergebnisse der simulierten wasserstoffunterstützten Werkstofftrennung stimmen mit experimentellen Beobachtungen zugehöriger Bruchtopographien überein.
Insgesamt wird erstmalig eine numerische Simulation der wasserstoffunterstützten Werkstoffschädigung im Duplexstahl, unter Berücksichtigung der lokalen Beanspruchung und Wasserstoffverteilung in den spezifischen Phasen (Austenit / δ-Ferrit), durchgeführt. Die Ergebnisse korrelieren mit experimentellen Beobachtungen und erlauben somit ein besseres Verständnis für die Mechanismen der wasserstoffunterstützten Werkstoffschädigung in Duplexstählen. Die Simulationen unterstützen die Deutung experimenteller Ergebnisse und ermöglichen die Übertragbarkeit auf reale Bauteile.
Im Zuge der wasserstoffbasierten Energiewirtschaft von morgen, kommt der Errichtung der dementsprechenden Infrastruktur die zentrale Rolle zu. Der überwiegende Teil bisher eingesetzter und meist geschweißter Werkstoffe, wie Stähle, kann unter bestimmten Bedingungen zur Wasserstoffversprödung neigen. Dies umfasst die klassische verzögerte Kaltrissbildung während der Schweißverarbeitung als auch Versprödungsphänomene während des Betriebs. Für die Bewertung eines jeden Wasserstoffeffektes auf bspw. die mechanischen Eigenschaften eines geschweißten metallischen Werkstoffes, muss der Wasserstoffgehalt präzise bestimmt werden, Im Fall von Schweißnähten ist die beispielsweise nach der ISO 3690, die klassische isotherme Trägergas-Heißextraktion (TGHE). Die TGHE basiert dabei auf der beschleunigten Wasserstoffentgasung aufgrund der thermischen Aktivierung des Wasserstoffs bei erhöhten Temperaturen. Neben der reinen Quantifizierung des Wasserstoffs, kann über die thermische Desorptionsanalyse (TDA) mit variierten Heizraten, der Bindungszustand an mikrostrukturellen Defekten im Material festgestellt und bewertet werden. Für beide Techniken sind experimentelle und messtechnische Einflüsse zu beachten, die großen Effekt auf das Ergebnis haben. Für die TGHE schlägt die ISO 3690 schlägt beispielswiese verschiedene Probengeometrien sowie Mindestextraktionszeiten vor. Die vorliegende Studie fasst Ergebnisse und Erfahrungen zahlreicher Untersuchungen an der Bundesanstalt für Materialforschung und -prüfung (BAM) mit unterschiedlichen Probentemperaturen und Geometrien (ISO 3690 Typ B und zylindrische TDA-Proben) zusammen hinsichtlich: Einfluss der Probenoberfläche (poliert/geschweißt), Messgenauigkeiten in Abhängigkeit des Probenvolumens sowie die unzureichende Überwachung des Effektes des PI-Reglers auf die Extraktionstemperatur. Insbesondere eine abweichende Extraktionstemperatur zur eingestellten Temperatur, kann die Messergebnisse wesentlich verfälschen. Basierend auf den Ergebnissen werden Methoden aufgezeigt, um schnell die gewünschte Extraktionstemperatur zu erreichen, ohne physisch in das Messequipment eingreifen zu müssen. Dies dient der wesentlichen Verbesserung der Zuverlässigkeit der Wasserstoffmessung durch erhöhte Signalstabilität und beschleunigte Wasserstoffdesorption. Im Allgemeinen ist eine unabhängige Temperaturmessung mit Dummy-Proben für die gewählte Heizprozedur angeraten, um mögliche unerwünschte Temperatureinflüsse bereits vor der Messung auszuschließen. Die beschriebenen Methoden können ohne großen Aufwand direkt in die industrielle Anwendung überführt werden.
Aus wirtschaftlich-technischer Perspektive ergeben sich in den letzten zehn Jahren hinsichtlich der Werkstoffinnovation und -auswahl für geschweißte Rohrleitungen im Wesentlichen zwei Entwicklungsrichtungen:
Im Bereich der niedriglegierten Stähle werden immer höher festere Feinkombaustähle mit Streckgrenzen von inzwischen über 900 MPa verwendet. Wirtschaftliches Ziel ist hierbei eine möglichst hohe Kosteneinsparung durch Reduktion der Wanddicke.
Für korrosionsbeanspruchte Komponenten, unter anderem im Petrochemie- und Energieanlagenbau besteht das wirtschaftliche Ziel primär darin, eine höhere Kosteneinsparung durch neue Legierungskonzepte zu erzielen und zwar möglichst so, dass bei mindestens gleicher Festigkeit auf die Verwendung von teuren Elementen, wie beispielsweise Nickel, verzichtet werden kann. Beispiele hierfür sind insbesondere hochlegierte martensitische Cr-V-Stähle, supermartensitische Stähle, Lean-Duplexstähle, superaustenitische Stähle und austenitische Cr-Mn-Stähle.
Für einige der neu eingeführten Grundwerkstoffe sind die Zusatzwerkstoffe noch in der Entwicklung. In jedem Fall stellen diese Werkstoffinnovationen besondere Ansprüche hinsichtlich einer Rissvermeidung während der schweißtechnischen Verarbeitung, um von vornherein riss- bzw. fehlerfreie Rohrleitungen herzustellen, die eine hohe Sicherheit gegen ein Versagen während der Inbetriebnahme und im Verlauf der vorgesehenen Lebensdauer aufweisen. Fast alle dieser neu eingeführten Rohrleitungswerkstoffe weisen eine reduzierte Heiß- oder Kaltrissresistenz vor allem während des Schweißens mit modernen Hochleistungsprozessen, bspw. Laserhybridschweißen, auf. Dabei besteht nach wie vor Forschungsbedarf hinsichtlich der jeweiligen Entstehungsmechanismen. Da es in den letzten zehn Jahren immer häufiger zu Produktionsausfällen und Schadensfällen mit teilweise katastrophalen Konsequenzen gekommen ist, werden die Ursachen und die Vermeidung fertigungsbedingter Heiß- und Kaltrisse im Folgenden zusammengefasst.
Offshore-Windenergieanlagen bilden einen zentralen Bestandteil der zukünftigen Energieerzeugung. Hierzu notwendige Gründungs- und Turmstrukturen werden vorrangig aus UP-geschweißten Blechen aus hochfesten niedriglegierten Stählen mit Dicken bis zu 200 mm hergestellt. Die großen Blechdicken begünstigen hohe Schweißeigenspannungen und lange Diffusionswege für z. B. über den Schweißprozess eingebrachten Wasserstoff. Damit steigt das Risiko für eine wasserstoffunterstützte Kaltrissbildung (WKB) an. Zum sichereren Ausschluss von WKB in den geschweißten Komponenten wird in Abhängigkeit der Nahtgröße, Wärmeeinbringung und Stahlsorte eine Mindestwartezeit (MWZ) von bis zu 48 h empfohlen, bevor die zerstörungsfreie Prüfung durchgeführt wird. Es ist allerdings offen, ob die empfohlene MWZ zu konservativ ist. Einflüsse sind hier bspw. die schwierige Bewertung des Wasserstoffdiffusionsverhaltens im heterogenen UP-Mehrlagen-Schweißgut (SG) im Vergleich zum Grundwerkstoff (GW).
Zudem sind nur sehr begrenzt H-Diffusionskoeffizienten für UP-Mehrlagen-SG als Grundlage zur Abschätzung des Zeitintervalls einer möglichen verzögerten Kaltrissbildung (somit MWZ) oder auch für Nachwärmprozeduren zur Wasserstoffreduktion (keine MWZ) verfügbar. Verlässliche H-Diffusionskoeffizienten sind daher ein adäquates Tool zur Bewertung des Risikos einer verzögerten WKB. Dieser Beitrag beschreibt Untersuchungen zur Charakterisierung der Wasserstoffdiffusionsverhalten in UP-Mehrlagen-SG eines 60 mm dicken Bleches einer Offshore-Stahlgüte.
Dazu wurden Proben unterschiedlicher Dicke aus dem reinen Schweißgut extrahiert und über elektrochemische Permeation und Trägergasheißextraktion im Temperaturbereich bis 400 °C sehr interessante Ergebnisse zu den korrespondierenden Diffusionskoeffizienten erarbeitet.
Schadensfälle in den letzten zehn Jahren mit teilweise katastrophalen Folgen belegen, dass der Vermeidung von Rissen beim Schweißen von Rohrleitungen besondere Aufmerksamkeit zu schenken ist. In der Analyse solcher Schäden ist zu unterscheiden, ob die Risse bereits während oder kurz nach der schweißtechnischen Fertigung der Rohrkomponenten oder während des anschließenden Betriebes entstanden sind. Im vorliegenden Beitrag wird sich vor allem auf die Vermeidung einer Heiß- und Kaltrissbildung beim Schweißen von Rohrleitungen konzentriert und es werden weitere Forschungsperspektiven abgeleitet.
Herausforderungen bei der schweißtechnischen Verarbeitung / Welche Rolle spielt der Wasserstoff beim Schweißen? / Vorgewärmt und doch ein Kaltriss? - Wärmeführung beim Schweißen / Abbildung bauteilspezifischer Beanspruchungen im Labormaßstab / Maßnahmen zur Kaltrissvermeidung / Moderne Lichtbogenschweißverfahren
Offshore-Windenergieanlagen erfordern Gründungskonzepte aus unterpulver-(UP-)geschweißten Dickblechen (bspw. der Güte S420ML). Während der Schweißfertigung kann eine zeitverzögerte wasserstoffunterstützte Kaltrissbildung auftreten, deren Bewertung aufgrund der Bauteilgröße von Offshore-Strukturen sehr komplex ist. Deswegen wurde eine bauteilähnliche Geometrie (Mock-Up) entwickelt, um reale Steifigkeitsverhältnisse auf den Labormaßstab zu übertragen. Zusätzliche Versteifungen simulieren die Wirkung einer Einspannung bzw. Schrumpfbehinderung der Schweißnaht. Über die Verwendung von Schweißpulvern mit definierter Feuchte wurden zudem ein Extremszenario der Wasserstoffaufnahme simuliert. Entsprechend der vorgegebenen Mindestwartezeit für die ZfP von bis zu 48 h wurde die Schweißnaht zerstörungsfrei mit Phased-Array-Ultraschall-Prüfung (PAUT) geprüft und die Eigenspannungen über Röntgendiffraktometrie (XRD) bestimmt. Zusätzlich wurde die Wasserstoffverteilung in der Schweißverbindung numerisch simuliert. Außer zulässigen Defekten (wie Poren), wurde keine verzögerte Kaltrissbildung in den Mock-Ups festgestellt, was auf hohe Rissbeständigkeit hindeutet.
Hydrogen assisted stress corrosion and cold cracking represent still a major topic regarding the safety of welded steel components against failure in many industrial branches. Hydrogen might be introduced during fabrication welding or might be taken up from an environment during sour service or at cathodic protection. Additionally, understanding and avoidance of hydrogen entry into weld microstructures from gaseous pressurized environments becomes increasingly important for renewable energy components. There are two types of metallurgical mechanisms associated with hydrogen assisted cracking, i.e. the cracking as well as hydrogen transport and trapping mechanisms. For numerical modelling, it has to be considered that both types are not independent of each other, that the mechanisms are not yet completely clarified and that validation of such models strongly depends on implementation of the correct hydrogen related materials properties. However, quite significant achievements have been made in modelling of hydrogen assisted cracking by indirect coupling of thermal, stress-strain as well as hydrogen uptake and diffusion analyses. After a brief introduction into the subject and by revisiting various proposed cracking mechanisms, the present contribution focuses on recent developments of a numerical model based on a comparison of actual hydrogen concentrations and mechanical loads with respective hydrogen dependent material properties as crack initiation and propagation criteria. The basic procedure for numerical simulation of crack initiation and propagation is outlined and it is shown how such numerical simulations can be validated experimentally. Furthermore, it is highlighted how such a procedure has been extended to a comprehensive model for life time prediction of welded steel pipeline components and experimentally verified. Finally, it is outlined how the model can be extended to simulate cracking in heterogeneous steel microstructures on the different scales.
For the hydrogen-based energy economy of tomorrow, the construction of the necessary infrastructure will play a central role. Most materials used to date, such as welded steels, can be prone to hydrogen embrittlement under certain conditions. This includes the classic delayed cold cracking during welding as well as degradation phenomena during service of components in hydrogen-containing environment. For the evaluation of any hydrogen effect, for example, on the mechanical properties of a welded metallic material, the hydrogen content must be precisely determined. In the case of weld seams, the carrier gas hot extraction (CGHE) according to ISO 3690 is meanwhile state-of-the-art. CGHE is based on accelerated hydrogen degassing due to the thermal activation of hydrogen at elevated temperatures. In addition to the quantification of hydrogen, thermal desorption analysis (TDA) with varying heating rates can be used to determine and evaluate the hydrogen trapping at microstructural defects in the material. For both techniques, experimental and metrological influences must be considered, which have a major effect on the result. For example, ISO 3690 suggests different sample geometries and minimum extraction times for CGHE. This study summarizes the results and experiences of numerous investigations at the Federal Institute for Materials Research and Testing (BAM) with different sample temperatures and geometries (ISO 3690 type B and cylindrical TDA samples) regarding the influence of the sample surface (polished/welded), measurement accuracy depending on the sample volume and the insufficient monitoring of the effect of PI control on the extraction temperature. A deviating extraction temperature from the target temperature can significantly falsify the measurement results. Based on the results, methods are shown which allow the desired extraction temperature to be reached quickly without physically interfering with the measuring equipment. This serves to significantly improve the reliability of the hydrogen measurement through increased signal stability and accelerated hydrogen desorption. In general, an independent temperature measurement with dummy samples is recommended for the heating procedure of choice to exclude possible undesired temperature influences before the measurement. The methods described can be transferred directly to industrial applications
As onshore installation capacity is limited, the increase in the number of offshore wind turbines (OWT) is a major goal. In that connection, the OWTs continuously increase in size and weight and demand adequate foundations concepts like monopiles or tripods. These components are typically manufactured from welded mild steel plates with thickness up to 200 mm. The predominant welding technique is submerged arc welding (SAW). In accordance with the standards, the occurrence of hydrogen-assisted cracking is anticipated by either a minimum waiting time (MWT, before non-destructive testing of the welded joint is allowed) at ambient or a hydrogen removal heat treatment (HRHT) at elevated temperatures. The effectiveness of both can be estimated by calculation of the diffusion time, i.e., diffusion coefficients. In this study, these coefficients are obtained for the first time for a thick-walled S420G2+M offshore steel grade and its multi-layer SAW joint. The electrochemical permeation technique at ambient temperature is used for the determination of diffusion coefficients for both the base material and the weld metal. The coefficients are within a range of 1025 to 1024 mm2/s (whereas the weld metal had the lowest) and are used for an analytical and numerical calculation of the hydrogen diffusion and the related MWT. The results showed that long MWT can occur, which would be necessary to significantly decrease the hydrogen concentration. Weld metal diffusion coefficients at elevated temperatures were calculated from hydrogen desorption experiments by carrier gas hot extraction. They are within a range of 1023 mm2/s and used for the characterization of a HRHT dwell-time. The analytical calculation shows the same tendency of long necessary times also at elevated temperatures. That means the necessary time is strongly influenced by the considered plate thickness and the estimation of any MWT/HRHT via diffusion coefficients should be critically discussed.
Martensitic 9% Cr steels like P91 and P92 show susceptibility to delayed hydrogen assisted cracking depending on their microstructure. In that connection, effective hydrogen diffusion coefficients are used to assess the possible time-delay. Limited data on room temperature diffusion coefficients reported in literature vary widely by several orders of magnitude (mostly attributed to variation in microstructure). Especially P91 weld metal diffusion coefficients are rare so far. For that reason, electrochemical permeation experiments had been conducted using P92 base metal and P91 weld metal (in as-welded and heat-treated condition) with different thicknesses. From the results obtained, diffusion coefficients were calculated using to different methods, time-lag, and inflection point. Results show that, despite microstructural effects, the sample thickness must be considered as it influences the calculated diffusion coefficients. Finally, the comparison of calculated and measured hydrogen concentrations (determined by carrier gas hot extraction) enables the identification of realistic diffusion coefficients.
Welded components of P91 9% Cr steel demand for careful welding fabrication with necessary post weld heat treatment (PWHT). Before the PWHT, a hydrogen removal heat treatment is necessary for avoidance of hydrogen assisted cracking (HAC). In this context, the microstructure and temperature-dependent hydrogen diffusion is important, and reliable diffusion coefficients of P91 weld metal are rare. For that reason, the diffusion behavior of P91 multi-layer weld metal was investigated for as-welded (AW) and PWHT condition by electrochemical permeation experiments at room temperature and carrier gas hot extraction (CGHE) from 100 to 400 °C. Hydrogen diffusion coefficients were calculated, and the corresponding hydrogen
concentration was measured. It was ascertained that both heat treatment conditions show significant differences. At room
temperature the AW condition showed significant hydrogen trapping expressed by to seven times lower diffusion coefficients. A preferred diffusion direction was found in perpendicular direction expressed by high permeability. The CGHE experiments
revealed lower diffusion coefficients for the AW condition up to 400 °C. In this context, a hydrogen concentration of approximately 21 ml/100 g was still trapped at 100 °C. For that reason, a certain HAC susceptibility of as-welded P91 weld metal cannot
be excluded, and hydrogen removal should be done before PWHT.