31. Assistentenseminar Füge- und Schweißtechnik · Institut für Fertigung/Schweißtechnik der TU...

31. Assistentenseminar Füge- und Schweißtechnik

Vorträge der gleichnamigen Veranstaltung in Zinnwald-Georgenfeld vom 16. bis 18. September 2010

Institut für Schweiß- und Fügetechnik, RWTH Aachen

Institut für Füge- und Schweißtechnik, TU Braunschweig

Institut für Fertigungstechnik/Schweißtechnik, TU Chemnitz

Institut für Schweißtechnik und Trennende Fertigungsverfahren, TU Clausthal

Institut für Oberflächen- und Fertigungstechnik, TU Dresden

Institut für Werkstoff- und Fügetechnik, Universität Magdeburg

Bibliografische Information der Deutschen Nationalbibliothek Die Deutsche Nationalbibliothek verzeichnet diese Publikation in der Deutschen National-bibliografie; detaillierte bibliografische Daten sind im Internet über http://dnb.d-nb.de abrufbar. Das Assistentenseminar Füge- und Schweißtechnik findet mit wechselndem Veranstalter statt. Das 31. Assistentenseminar wurde vom Institut für Oberflächen- und Fertigungstechnik der TU Dresden veranstaltet. Besonderer Dank gilt den folgenden Personen: Prof. Dr.-Ing. Uwe Füssel und Dipl.-Ing. Christian Denk�rt. DVS-Berichte Band 270 ISBN 978-3-87155-263-2 Die Vorträge wurden als Manuskript gedruckt. Alle Rechte, einschließlich Übersetzungsrecht, vorbehalten. Nachdruck und fotomechanische Ver-vielfältigung (z. B. Fotokopie, Mikrokopie usw.) dieses Bandes oder von Teilen desselben nur mit Genehmigung der DVS Media GmbH, Düsseldorf. � DVS Media GmbH, Düsseldorf � 2011 Herstellung: rewi druckhaus, Reiner Winters GmbH, Wissen/Sieg

Vorwort Einer langen Tradition folgend, lud in diesem Jahr die Wissenschaftliche Gesellschaft Fügetechnik im DVS die Schweißtechnischen Institute zum 31. Assistentenseminar. Unter der Organisation des Institutes für Oberflächen- und Fertigungstechnik der TU Dresden nahmen die folgenden Institute an der Veranstaltung teil: das Institut für Schweiß- und Fügetechnik der RWTH Aachen, das Institut für Füge- und Schweißtechnik der TU Braunschweig, das Institut für Fertigung/Schweißtechnik der TU Chemnitz, das Institut für Schweißtechnik und Trennende Fertigungsverfahren der TU Clausthal und das Institut für Werkstoff- und Fügetechnik der Universität Magdeburg.

Das nunmehr jährlich durchgeführte Assistentenseminar fand diesmal vom 16. bis 18. September im Osterzgebirge an der Grenze zur Tschechischen Republik in Zinnwald-Georgenfeld statt und zählte 31 Teilnehmer. Die Veranstaltung erwies sich erneut als optimale Plattform für den wissenschaftlichen Diskurs in den unterschiedlichsten Fragen der Fügetechnik und den damit verbundenen Problemstellungen. Die 19 Fachvorträge aus den Themengebieten des Schweißens, Klebens und der Werkstofftechnik fanden bei den Teilnehmern große Resonanz, was sich in zahlreichen fachlichen Diskussionen niederschlug.

Im Rahmen der Abendveranstaltung sorgten zunächst eine Wanderung und die anschließende Führung durch den „Tiefen-Bünau-Stollen“ für eine gesellige Atmosphäre. Neben dem interessanten Faktenwissen zur Bergbauregion rund um Zinnwald, verfehlte auch der unter Tage angerichtete Bergmannsschmaus seine Wirkung nicht und regte die persönlichen Unterhaltungen zwischen den Teilnehmern an. Der im Jahre 1686 angesetzte „Tiefe-Bünau-Stollen“ galt als wichtigster Stollen der sogenannten Zinnwalder Reviere. Im Gegensatz zum Grubenbetrieb auf sächsischer Seite, der mit Ende des Zweiten Weltkrieges mangels Erzvorräte eingestellt wurde, war der Grubenbetrieb auf tschechischer Seite bis 1990 aktiv. Um die bergmännischen Errungenschaften zu erhalten, eröffnete man 1992 ein weitläufiges Besucherbergwerk.

Vortragsabfolge A U T O R T I T E L S E I T E

S. Göthel

Einsatz von neuen Nicht-Kupferwerkstoffen zur Schweiß-drahtkontaktierung in MSG-Schweiß- und Lötprozessen insbesondere für Aluminium und niedrigschmelzende Zusatzwerkstoffe

1

C. Gollnow Beeinflussung des metallurgischen Verhaltens strahl-geschweißter Verbindungen an Stählen durch prozess-spezifische Einflussgrößen

7

M. Workowski Dehnungsverhalten geschweißter hochfester Aluminiumwerkstoffe unter Zugbelastung

12

S. Krasnorutskyi Metallkundlich-technologische Untersuchungen zum Elektro-nenstrahlschweißen von Duplexstahl ohne Schweißzusatz

17

J. Veit Der standardisierte Werkstofffreigabeprozess von Feinblech aus Stahl am Beispiel des Widerstandpunktschweißens

23

A. Petsch Untersuchungen von Verschleißmechanismen an verschie-denen Hartauftragschweißungen

29

Ch. Otten Elektronenstrahlstrukturierung von Titanwerkstoffen für medizinische Anwendungen – Potenzial für ein verbessertes Knocheneinwachsverhalten

35

J. Husemann Möglichkeiten der Eigenspannungsmessung mittels Neutronendiffraktometrie

42

E. Ince Einsatz von Strukturschäumen zur Beulsteifigkeits-verbesserung bei dünnen Blechstrukturen

48

E. Minin Klebvorbehandlung von Aluminium-Druckgussbauteilen 56

Ch. Denkert Hybridfügen – Rheologische Ansätze zur Prozess-beschreibung

62

M. Häßler Visualisierung von Strömungen am Lichtbogen durch Schlierenmesstechnik

67

Ch. Großmann Punktschweißen – Potentiale zur Erhöhung der Standmenge und Lebensdauer von Elektroden

72

A. Schiebahn Einfluss der Maschineneigenschaften beim Widerstands-punktschweißen mit Schweißzangen

80

F. Podlesak Energieeffizienz durch Verschleißbeständigkeit – Mit dem Plasma-Pulver-Schweißverfahren Kosten reduzieren

86

A. Hälsig Fehlerreduktion durch genaue Bestimmung der Wirkungs-grade von Schutzgasschweißverfahren

91

S. Brumm Schweißeignung des Duplex-Stahls 1.4462 mit dem UP-Schweißverfahren – Problemstellungen und Lösungswege

99

Ch. Garthoff Reparaturschweißen von Aluminiumdruckgießformen 105

C. Fink Beitrag zum wärmereduzierten MAG-Schweißen heißrissempfindlicher Nickelbasislegierungen

113

Autorenverzeichnis ............................................................................................................ 120

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Einsatz von neuen Nicht-Kupferwerkstoffen zur Schweißdraht-kontaktierung in MSG-Schweiß- und Lötprozessen insbeson-dere für Aluminium und niedrigschmelzende Zusatzwerkstoffe S. Göthel und G. Bürkner, Institut für Fertigungstechnik/Schweißtechnik, TU Chemnitz

Innovative Schweißtechnologien und Regelungskonzepte erlauben es, mittlerweile auch schweiß-technisch kritische Werkstoffe sicher zu verarbeiten. Im Bereich der Verfahrensentwicklung wurden in den letzten Jahren zählbare Erfolge erzielt. Weitgehend unbetrachtet blieb aber bisher, dass auch alternative Kontaktierungswerkstoffe Potenzial besitzen, den Prozess zu verändern, zu stabili-sieren und bestehende Anwendungsfenster zu erweitern. Im Artikel werden die physikalischen und technischen Unterschiede von Stromkontaktdüsen aus verschiedenen Graphitwerkstoffen mit den Referenzmaterialien aus Kupfer und Kupferlegierungen anhand der Verwendung von niedrig-schmelzenden Zusatzwerkstoffen verglichen und bewertet.

1 Einleitung Um die Stabilität und das Prozessverhalten des Lichtbogens beim MSG-Schweißen zu beein-flussen, bieten sich bis dato hauptsächlich Än-derungen der Regelungskonzepte, in den Pro-zessparametern und der Gasversorgung an. In-novative Schweißtechnologien, wie das CMT-Verfahren oder die Cold-Arc-Technik, erlauben durch ihr geändertes mechanisches bzw. elek-trisches Regelverhalten, auch schweißtechnisch kritische Werkstoffe sicher zu verarbeiten. Im Bereich der Verfahrensentwicklung und Strom-quellentechnik wurden in den letzten Jahren zählbare Erfolge erzielt. Weitgehend unbetrach-tet blieb aber bisher, dass auch alternative Kon-taktierungswerkstoffe Potenzial besitzen, den Prozess zu verändern, zu stabilisieren und die bestehenden Anwendungsfenster zu erweitern. Bei der Verarbeitung von zum Beispiel niedrig-schmelzenden Zusatzwerkstoffen, wie Alumi-nium, Magnesium und Zink, lassen sich völlig neue, prozesssichere Verbindungseigenschaf-ten erreichen.

2 Kontaktierung und standzeit-reduzierende Faktoren

In MSG-Schweiß- und Lötprozessen wird die Kontaktierung der Drahtelektrode mit Hilfe von Stromkontaktdüsen, auch Kontaktrohre genannt, aus Kupfer oder Kupferlegierungen realisiert.

Die Standzeit dieser Stromübertragungselemen-te wird durch drei Faktoren begrenzt: – mechanischer Verschleiß der Bohrungsgeo-

metrie – funkenerosive Abtragungen – Anlegierungen von Zusatzwerkstoffpartikeln

bzw. Spritzern aus dem Schweißprozess

Als Verschleißmechanismus wirkt in Abhängig-keit von der eingesetzten Drahtelektrode vor-wiegend mechanischer Abrieb, welcher in Folge von Reibungsvorgängen zwischen dem beweg-ten Zusatzwerkstoff und der Oberfläche der Kontaktrohrbohrung entsteht. Die fortlaufende Aufweitung der Kontaktrohrbohrung begünstigt die willkürliche Verschiebung der Kontaktpunkte zwischen Draht und Kontaktrohr in Richtung der Längsachse (siehe Bild 1).

Bild 1 Kontaktierungspunkte in Stromkontaktdü-sen.[1]

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Durch die Rückstrahlung der Lichtbogenwärme von der Werkstückoberfläche kommt es eben-falls zu einer steigenden thermischen Belastung des Kontaktrohrs und in Folge dessen zu Fes-tigkeitsveränderungen. Bei der Verarbeitung weicher Drahtelektroden, wie z. B. Al, Mg, Cu und Zn, führen die Reibvor-gänge zwischen Drahtelektrode und Stromkon-taktdüse zu einem Abrieb an der Elektrode selbst. Diese Abriebpartikel verengen die Kon-taktrohrbohrung, erschweren die Drahtförderung und beeinflussen die Kontaktierungsmechanis-men. Es treten Prozessunregelmäßigkeiten durch ungleichmäßige Drahtvorschubzustände auf. Durch die hohe Affinität der Drahtelektro-denmaterialien zu Kupfer ist ein Anlegieren von Zusatzwerkstoffpartikeln am Kupferkontaktrohr unvermeidbar. Zum einen werden Abriebpartikel durch Kaltpressschweißvorgänge an der Ober-fläche der Kontaktrohrbohrung angelagert, zum anderen haften Prozessspritzer am lichtbogen-seitigen Ende des Kontaktrohres an. Diese Ef-fekte führen zu Verengungen des Kontaktrohres und zum schlagartigen Prozessausfall. Um die Kontaktierung der Drahtelektrode zu verbessern, wurden verschiedene Konzepte zur Zwangskontaktierung verfolgt. Eine Möglichkeit besteht in der exakten Führung des Drahtes in einem definierten Winkel in das Kontaktrohr. Dadurch wird ein stabiler Schweißprozess ge-währleistet. Bei einer Zwangskontaktierung durch kleine Federn im Kontaktrohr wird die Drahtelektrode an die Wandung gedrückt und der Strom fließt ebenfalls gleichmäßig [2].

Bild 2: Zwangskontaktierung durch Federn. [2]

3 Kontaktierungswerkstoffe

3.1 Kupfer und Kupferlegierungen Stromkontaktdüsen werden aufgrund der not-wendigen hohen elektrischen Leitfähigkeit und guten thermischen Beständigkeit vorwiegend aus Kupfermaterialien hergestellt. Handelsüblich sind Stromkontaktdüsen aus E-Cu und CuCrZr. Das am häufigsten eingesetzte E-Cu hat die beste elektrische Leitfähigkeit, unterliegt aber aufgrund seiner niedrigen Härte einem hohen Verschleiß. CuCrZr weist im Vergleich zum un-legierten Werkstoff eine höhere Festigkeit und Härte auf, die erst ab Temperaturen >350°C merklich sinken [3]. Die CuCrZr-Kontaktrohre gewährleisten somit eine höhere Verschleißbe-ständigkeit. Für eine höhere Temperaturbeständigkeit sind pulvermetallurgisch hergestellte dispersionsver-festigte Kupferwerkstoffe bekannt [4]. Bei der Herstellung dieser Materialen wird Kupferpulver mit Legierungszusätzen und Dispersoidbildnern intensiv vermahlen. Durch sich wiederholende Zerkleinerungs- und Kaltverschweißprozesse werden ultrafeine, thermisch stabile Oxide und Karbide als Dispersoide in der Kupfermatrix ge-bildet und verteilt. Im Vergleich zu konventionel-len Kupferlegierungen behalten diese Werkstof-fe ihre Festigkeit auch bei höheren Einsatztem-peraturen. Jedoch sind Kontaktrohre aus Dis-persionskupfer am Markt bisher noch nicht groß-flächig im Einsatz.

3.2 Graphit und Graphitverbunde Neben den genannten, allein auf Kupfer basie-renden, Kontaktrohren sind mittlerweile auch Kontaktrohre aus Kohlenstoff (Graphit/Carbon) bzw. mechanisch verbundene Kohlenstoff-Kupfer-Kontaktrohre (Hybridkontaktrohre) ver-fügbar [5]. Die Hybridkontaktrohre bestehen aus einer Kupferstromkontaktdüse mit einem über die ganze Länge reichenden Carboneinsatz [5]. Die Problematik der Anlegierungsneigung ist beim Einsatz von Graphit als Kontaktierungs-werkstoff nicht vorhanden. Spritzer bleiben nicht haften und aufgrund des geringen Wärmeaus-dehnungskoeffizienten im Vergleich zu Kupfer verändern sich die Bohrungsgeometrien im Ver-lauf einer Schweißung nur minimal. Aus diesem

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Tabelle 1: Übersicht der Eigenschaften.

Eigenschaften Konventionell Dispersionskupfer Graphit

Legierung ECu/(CuCrZr) Cu-Al2O3 C

Kristallstruktur kfz hdp + polykristallin

Elektrischer Widerstand steigt mit Temperatur

steigt mit Temperatur

sinkt mit Temperatur

Temperaturbeständigkeit f(Gitterfestigkeit) bis 350°C � 500°C bis 250°C

ab 300°C oxidativ

Spritzeranhaftung f(T) bekannt bis stark + Anlegierung f�(T); gering + keine Anlegierungen

„Anlegieren“ der Drähte bekannt (stark!) bekannt (mittel) kein

Werkstoffeinlagerungen, Oberflächenbeschichtungen

möglich Oxide, Ag, Au

möglich möglich

Befestigung Stromdüse (für hohe Strom-/Wärmeübertragung)

Gewinde M6…M8

Gewinde M6…M8

„Klemm“-Aufnahme o.ä.

Grund kann die Bohrung, die zur Führung des Drahtes und zur Übertragung des Stromes dient, sehr eng toleriert werden. Durch die geringere Toleranz ist ein gleichmäßiger Luftspalt vorhan-den und die Stromübertragung wird verbessert. Werkstoffbedingt ist die elektrische Leitfähigkeit der Graphitmaterielien im Vergleich zu den kon-ventionell eingesetzten Kupferlegierungen ge-ringer. Dies erfordert eine entsprechende An-passung der Schweißparameter. Während bei Kupferwerkstoffen die elektrische Leitfähigkeit mit zunehmender Temperatur sinkt, zeigen Graphitwerkstoffe ein reziprokes Verhal-ten. Beim Einsatz niedrigschmelzender Zusatzwerk-stoffe, die sich nur mit sehr geringen Lichtbo-genspannungen verarbeiten lassen, lässt sich der höhere elektrische Widerstand des Graphit-materials in anwendungstechnische Vorteile umsetzen [3]. Auf Grund ihrer vergleichsweise geringen me-chanischen Festigkeit liegt das Hauptanwen-dungsgebiet von Graphitstromkontaktdüsen bei der Verarbeitung von „weichen“ Drahtelektro-den.

3.3. Andere Kontaktierungs- werkstoffe

Neben Kupfer bzw. Kupferlegierungen wurden auch andere Werkstoffe zur Kontaktierung von Drahtelektroden erprobt. Um speziell die Stand-zeit zu verbessern, beschreibt [6] die Verwen-dung von Keramik als Kontaktrohrwerkstoff. Da-bei besteht der Körper der Stromdüse zumindest im Kanal der Drahtführung aus einer elektrisch leitfähigen Keramik. Zusätzlich wird das Auf-dampfen eines leitenden Materials auf einen Ke-ramikkörper zur Gewährleistung einer sicheren Kontaktierung beschrieben.

4 Experimentelle Untersuchungen

Bei einem Industriepartner wurden verschiedene gesinterte Graphitwerkstoffe hergestellt. Als Zielgrößen wurden dabei eine gute elektrische Leitfähigkeit, hohe Wärmeleitfähigkeit und gute mechanische Bearbeitbarkeit definiert. Desweiteren wurden Versuchsstände konzipiert, mit denen die mechanischen und physikalischen Eigenschaften der entwickelten Graphitwerkstof-fe bewertet werden können.

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An definierten Probekörpern wurde unter ande-rem die elektrische Leitfähigkeit bestimmt. Zur Adaption der Graphitkontaktrohre an han-delsübliche Schweißbrenner wurden verschie-dene Varianten von Gewinden und Klemmhül-sen untersucht. Mittels thermographischer Auf-nahmen wurde vor allem der Wärmeübergang vom Graphit in den Cu-Düsenstock des Bren-ners bewertet. Aktuell werden mit ausgewählten Kontaktrohr-werkstoffen reale Schweißversuche durchge-führt. Bei identischen Parametersätzen werden Cu- und C-basierte Kontaktrohre vergleichend bewertet. Als Zusatzwerkstoffe kommen AlSi-, Mg- und CuSi-Drahtelektroden zum Einsatz.

5 Ergebnisse

5.1 Werkstoffe Für die Untersuchungen standen zu Beginn Halbzeuge und Stromkontaktdüsen aus reinem Elektrographit sowie Referenzmaterialien aus E-Cu und CuCrZr zur Verfügung.

Zur Verbesserung der elektrischen Leitfähigkeit wurde die Graphitmatrix mit verschiedenen me-tallischen Anteilen und Komponenten dotiert, so dass die Werkstoffe: Graphit + Komponente A und Graphit + Komponente B die Versuchsmat-rix komplettierten. Die metallischen Anteile der Graphitverbunde betrugen jeweils 25 wt%, 40-50 wt% und 75 wt% an A oder B. Die rasterelektronenmikroskopischen Aufnah-men in Bild 3 und Bild 4 zeigen den Bohrungs-kanal einer Stromkontaktdüse aus Elektrographit und dotiertem Graphit. Die Oberfläche des dotierten Graphits wirkt im Vergleich zum Elektrographit glatt und weniger porös. Derzeit kann noch keine Aussage darü-ber getroffen werden, ob sich die porösere Oberfläche negativ auf die Schweißdrahtkontak-tierung auswirkt. Die Abbildungen 5 und 6 zeigen den unter-schiedlichen Metallgehalt der Graphitverbunde.

Bild 3: Bohrungskanal einer Stromkontaktdüse aus Elektrographit.

Bild 4: Bohrungskanal einer Stromkontaktdüse

aus Graphit + A.

Bild 5: Graphit + 25 wt% Komponente A.

Bild 6: Graphit + 70 wt% Komponente A.

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5.2 Spezifischer elektrischer Widerstand

Abbildung 7 zeigt den spezifischen elektrischen Widerstand der unterschiedlichen Graphitwerk-stoffe in Abhängigkeit vom eingebrachten Me-tallgehalt. Mit steigendem Metallgehalt verringert sich der spezifische Widerstand beider Graphitverbun-de. Bereits ein Metallanteil von zirka 25 % bewirkte eine signifikante Reduzierung des spez. Wider-stands.

Bild 7: Spezifischer elektrischer Widerstand der

verschiedenen Graphitwerkstoffe. Die Zumischung von Komponente B zeigt einen größeren Effekt als Komponente A.

5.3 Adaption der Kontaktrohre an handelsübliche Brenner-systeme

Neben den werkstofflichen Untersuchungen wurden auch konstruktive Arbeiten zur Adaption der Graphitkontaktrohre an herkömmliche Bren-nersysteme durchgeführt. Es wurden verschie-dene Varianten von Gewinden und Klemmhül-sen betrachtet. Favorisiert wird aktuell eine Va-riante, bei der das Kontaktrohr direkt im Düsen-stock mechanisch fixiert wird. Die thermographischen Betrachtungen der ver-schiedenen Adaptionen ergaben, dass der ge-ringste Wärmestau mit einer direkten, flächigen Klemmung des Kontaktrohres im Düsenstock erzielt wird.

6 Zusammenfassung Die Stromkontaktdüsen aus Elektrographit und Graphitverbunden besitzen im Gegensatz zu den Kupferstromkontaktdüsen einige Besonder-heiten. Beim Schweißen sollte mit hohen Vor- und Nachströmzeiten des Schutzgases gearbeitet werden, um eine Oxidation der Graphitstromdü-sen unter Atmosphäre zu unterbinden. Zur Minimierung des mechanischen Verschlei-ßes ist die Benutzung eines Drahtrichtwerkes erforderlich. Erste Schweißversuche zeigten, dass die enger tolerierte Kontaktrohrbohrung, aufgrund der ge-ringeren Wärmeausdehnung der Graphite im Vergleich zu Kupfer, für einen sicher ablaufen-den Prozess ausreichend ist.

7 Ausblick Die ausstehenden Untersuchungen und Schweißversuche sollen Auskunft über die Lichtbogeneigenschaften, das Einbrandverhal-ten sowie die Zündsicherheit geben. Desweiteren ist zu klären, in wie weit die eingeb-rachten Metallanteile zu Anlegierungen und Spritzeranhaftungen neigen. Ausgewählte Kontaktrohre werden metallogra-phisch präpariert um den Bohrungskanal bewer-ten zu können (Anhaftungen, Sekundärlichtbö-gen, Ausbrechungen,…).

8 Danksagung Das Forschungsvorhaben IGF-Nr. 15.914 B der Forschungsvereinigung Schweißen und ver-wandte Verfahren e.V. des DVS wurde im Prog-ramm zur Förderung der Industriellen Gemein-schaftsforschung vom Bundesministerium für Wirtschaft und Technologie über die AiF finan-ziert. Für diese Förderung wird gedankt.

9 Literatur [1] Zwickert, H.: Untersuchungen zur Klärung

einiger Vorgänge bei der Stromübertragung im Gleitkontakt Kontaktdüse – Schweiß-draht, ZIS-Mitteilungen, 29 (1987), Heft 11, S. 1161

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[2] Pache, N.: Zielgerichtet muß die Drahtelekt-rode beim Metall-Aktivgas-schweißen sein, Praktiker – Schweißen und Schneiden, Band 42 (1991), Heft 10, S. 526-528

[3] Winkelmann, R.; Bürkner, G.: Schweißen und Löten mit niedrigschmelzenden Zu-satzwerkstoffen, Schweißen und Schneiden, Band 59 (2007), Heft 4, S. 192-199

[4] Hofmockel, M.; Neubing, C.-H.: ECKA dis-cup – a new high performance copper mate-rial, Materials Week, International Congress on Advanced Materials 2000, Konfer-enzbericht, S. 1-8

[5] Offenlegungsschrift: DE 10 2004 053 433 A1; Bürkner, C.; Winkelmann, C.: Stromdü-se für Schweiß- und Schneidbrenner

[6] Offenlegungsschrift DE 4445364 A1, Elekt-risch leitendes Funktionselement für Schweißvorrichtungen

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Beeinflussung des metallurgischen Verhaltens strahl-geschweißter Verbindungen an Stählen durch prozess-spezifische Einflussgrößen C. Gollnow, Institut für Werkstoff- und Fügetechnik, Otto-von-Guericke-Universität, Magdeburg

Die Entwicklung moderner Laserstrahlschweißtechniken hat die Fügetechnik revolutioniert. Die hohen Temperaturgradienten beim Laserstrahlschweißen erfordern jedoch die Berücksichtigung neuer Aspekte der Wärmeleitfähigkeit und deren Auswirkung auf die Temperaturfelder. In diesem Beitrag werden unter Bezugnahme auf bereits bekannte Schweißparameter wie Laserleistung, Fokuslage und Schweißgeschwindigkeit die Entstehung der Heißrisse im Hinblick auf die beim Strahlschweißen entstehenden Temperaturfelder und die metallurgischen Gefügeveränderungen untersucht.

1 Einleitung Das Laserstrahlschweißen besitzt wie alle an-deren Fügetechniken Vor- und Nachteile. Zu den Vorteilen zählen die berührungslose Ar-beitsweise, der schmale Fugenbereich, die ho-hen Schweißgeschwindigkeiten und besonders die geringe Wärmeeinbringung. Durch den niedrigen Wärmeeintrag wird der Bauteilverzug im Vergleich zu konventionellen Verfahren stark minimiert. Die aufwendige Nahtvorbereitung für das Strahlschweißen wird von dem entstehen-den Nutzen, der aus einem geringen Bauteil-verzug, des reduzierten Spannungseintrags und der Einhaltung sehr kleiner Toleranzen resultiert, ausgeglichen. Nachteilig wirken sich die beim Schweißen entstehenden hohen Tem-peraturgradienten auf die Wärmeeinflusszone und deren Gefüge aus. Verstärkt wird dieser Effekt durch das besondere Größenverhältnis zwischen Nahthöhe und -breite. Diese Erschei-nungen begünstigen das Ausbilden rissartiger Unregelmäßigkeiten in der Schweißnaht. Zu diesen unzulässigen Defekten zählen auch die Heißrisse.

2 Zielstellung Das Phänomen der Heißrissbildung bedarf un-ter anderem einer bestimmten Mindesttempera-tur. Da die bisherigen Temperaturmessungen beim Schweißen überwiegend an den Bauteil-oberflächen erfolgten, liegen nur wenige Er-kenntnisse über den Temperaturverlauf im In-

neren des zu schweißenden Materials während der Heißrissbildung vor. Dieser Bericht soll genauere Aufschlüsse über die unterschiedlichen Temperaturfelder beim Schweißen mittels CO2- und Faserlaser geben und somit Rückschlüsse auf die Heißrissent-stehung ermöglichen [1].

3 Versuchsdurchführung Für die Versuche wurde auf die Messergebnis-se vorangegangener Diplomarbeiten zurück-gegriffen [2]. Es wurden gezielt die Parameter untersucht, die überwiegend zur Heißrissbil-dung führten. Zu beachten ist, dass bei den erfolgten Schweißversuchen mittels Faserlaser, unter Verwendung gleicher Parameter wie beim CO2-Laser, keine Heißrissbildung auftrat. Für das Messsystem wurden NiCr-Ni Thermoe-lemente des Typs K mit einem Messbereich von –40 °C bis 1200 °C verwendet. Weiterhin wurde ein Quotientenpyrometer mit einem Messbereich von 450 °C bis 1300 °C und eine Thermographiekamera für einen Einsatzbereich von –25 °C bis 1200 °C genutzt. Als Probenmaterial wurde ein unlegierter Bau-stahl S355J2+N mit der Werkstoffnummer 1.0570 verwendet. Für die Schweißvorgänge erfolgte der Materialzuschnitt durch autogenes Brennschneiden der 8 mm bzw. 12 mm dicken Bleche auf eine Länge von 400 mm und einer Breite von 100 mm. Zur Erreichung des techni-schen Nullspalts (I-Naht) mussten die Stoßkan-

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ten vor dem Schweißen mit einer Fräsmaschine bearbeitet werden. Die charakteristischen Daten der verwendeten Laser sind in Tabelle 1 aufgeführt.

Tabelle 1: Laserdaten

SLV Halle GmbH SLV Mecklen-

burg-Vorpommern

GmbH Laserart Yb-Faserlaser CO2-Laser

Hersteller/Typ IPG Photonics/ YLS 12.000 C

Trumpf/TLF 12.000 Turbo

Wellenlänge 1,07 μm 10,6 μm Maximale Leis-

tung am Werkstück

12,2 KW 10 kW

Strahlübertragung Faser Spiegel Faserkerndurch-

messer 300 μm -

Steuerung Maschinen- gesteuert

Maschinen- gesteuert

optisches Sytem/Hersteller Precitec, Highyag -

Funktion Schweißen Schweißen Kollimierlänge 125 mm - Fokussierlänge 200 mm 270 mm

Fokus- durchmesser 460 μm 570 μm

Strahlqualität Strahlparameterprodukt: 11,3 mm*mrad K-Zahl: 0,26

Rayleighlänge 5,386 mm 6,342 mm Abbildung 1 zeigt die gefrästen Kanäle mit den eingelegten Thermoelementen. Die Festlegung der Frästiefe erfolgte in Abhängigkeit von der Blechdicke. Folglich wurden in die 8 mm dicken Bleche 4 mm und in die 12 mm dicken Bleche 6 mm tiefe Fräsungen eingebracht. Zur Ermitt-lung des optimalen Messabstandes der Ther-moelemente zur Schweißnaht wurden für die Vorversuche Bleche mit einem Abstand Nut-Stoß von 0,5 mm bis 4 mm in 0,5 mm-Schritten hergestellt. Die folgenden Messergebnisse wurden bei einer Entfernung Nut-Stoß zwischen 0,1 mm und 0,8 mm (0,1 mm Schrittfolge) er-mittelt.

Abbildung 1: In den Nuten platzierte Thermoele-mente

Zur Verfüllung der eingebrachten Kanäle und Fixierung der Thermoelemente wurde der hochhitzebeständige Klebstoff THERMOGUSS 3000™ für Temperaturen bis 1600 °C verwen-det. Die Besonderheit des Klebstoffs besteht darin, dass das Material elektrisch isolierend und zugleich wärmeleitend wirkt. Während der Versuchsdurchführung erfolgte die Probenarretierung über eine Einspannvor-richtung, bei der die Spannkraft senkrecht zur Schweißnaht eingeleitet wurde. Der Messaufbau für die Schweißungen mittels CO2-Laser ist in Abbildung 2 zu erkennen.

Abbildung 2: Messanordnung aus Thermoelemen-ten, Quotientenpyrometer und Infrarotkamera Für die Schweißversuche am Faserlaser kam das Schutzgas mit einer Zusammensetzung von 92 % Ar und 8 % CO2 zum Einsatz. Für den CO2-Laser lag die Schutzgaszusammensetzung bei 70 % He und 30 % Ar. Vor dem Schweißen erfolgte unter voller Pro-beneinspannung der Heftvorgang mit etwa 40 % der für das Schweißen genutzten Laser-leistung. Um eine freie Werkstoffdehnung zu gewährleisten, wurde nach dem Heften für den eigentlichen Schweißvorgang die seitliche Ein-spannung gelöst.

4 Ergebnisse Die Versuche haben gezeigt, dass die Messer-gebnisse der Thermoelemente die repräsenta-tivsten Werte ergaben. Allerdings war bei der Aufzeichnung der Tem-peraturwerte zu beachten, dass aufgrund der Trägheit der Messelemente, auftretende Spit-

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zenwerte nur bedingt registriert werden konnten und die Aufnahme der Messdaten leicht zeit-verzögert erfolgte. Es musste eine optimale Lösung für den Ein-bettungsvorgang der Thermoelemente gefun-den werden, um die Bildung eines „Gaspols-ters“ vor den Thermoelementen während des Schweißprozesses zu vermeiden. Ein in der Schweißnaht liegendes Gaspolster ist in Abbil-dung 3 zu sehen.

Abbildung 3: Schweißnaht, 8 mm Blech, 8 kW, 2 m/min, +3 Die Messungen zeigten, dass der Leistungsun-terschied bzgl. der Materialdicken 8 mm und 12 mm von 2 kW beim CO2-Laser zu geringe-ren Temperaturunterschieden als beim Faser-laser führte. Es wurde festgestellt, dass obwohl mit gleicher Streckenenergie geschweißt wur-de, die Temperaturen beim CO2-Laserschweißprozess im Vergleich zum Faser-laserschweißprozess um 300 °C bis 500 °C höher lagen. Folglich muss es zu einer besse-ren Energieeinkopplung, einer flächenmäßig stärkeren Materialerwärmung sowie einer län-geren Abkühlzeit bis zum Erreichen der beim Faserlaserschweißprozess ermittelten Tempe-raturen gekommen sein. Die gemessene t8/5-Zeit lag zwischen 1,5 s und 2 s und entspricht bei laserstrahlgeschweißten Blechen durchaus realistischen Werten.

0

200

400

600

800

1000

1200

0,8 mm 0,8 mm 0,4 mm 0,4 mm 0,1 mm 0,1 mm

CO2-Laser Faserlaser CO2-Laser Faserlaser CO2-Laser Faserlaser

Tem

pera

tur i

n °C

Abbildung 4: Vergleich der Temperaturverläufe zwischen Faser- und CO2-Laser, 12 mm Blech, 10 kW, 1,18 m/min, +3

Zur Veranschaulichung der verschiedenen Temperaturgradienten zwischen dem Faser- und dem CO2-Laserschweißprozess in Bezug auf die Entfernung zur Schweißnaht ist der Temperaturverlauf in Abbildung 4 für das 12 mm dicke Blech bei einer Laserleistung von 10 kW dargestellt. Zum Erhalt von Referenzwerten bzw. zur Be-stätigung der Messergebnisse sollten die Auf-zeichnungen des Quotientenpyrometers und der Infrarotkamera dienen. Hier galt es, die Messwertaufzeichnung mit dem Quotientenpy-rometer zu optimieren. Es ist ein bekanntes Problem, dass bei Messungen an Laserstrahl-quellen Interferenzerscheinungen in den jewei-ligen Wellenlängenbereichen auftreten können. Wird berücksichtigt, dass die Wellenlänge des Faserlasers genau in dem Messbereich des Pyrometers bei 1,07 μm lag, würde diese An-nahme erklären, wieso die Messungen während des Schweißens beim Faserlaser erschwert wurden. Der CO2-Laser hatte wegen der höhe-ren Wellenlänge von 10,6 μm geringere Aus-wirkungen auf das Messgerät. Obwohl hier nur wenige Fehlwerte auftraten, werden die schein-bar willkürlich angezeigten Temperaturdaten im Rahmen dieser Auswertung nicht weiter be-rücksichtigt Zur Veranschaulichung des sich verändernden Temperaturgradienten ist in Abbildung 5 die Thermographieaufnahme eines Schweißver-suchs zu sehen.

Abbildung 5: Infrarotaufnahme, Faserlaser-schweißversuch, 10 kW, 12 mm Blech, 1,18 m/min, +3 Das Gerät registrierte eine maximal erzeugte Temperatur von 1500 °C. Die Abbildung zeigt auch, dass die mit THERMOGUSS™ verfüllten

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Kanäle, in denen sich die Thermopaare befin-den, offensichtlich kaum die Wärme weitergelei-tet haben. Weiterhin fällt auf, dass sich die Wärme vor der Ausbauchung des Kanals län-ger als an umliegenden Stellen hält. Die Aufnahme bestätigte die Messergebnisse der Thermoelemente insofern, als dass die Oberflächentemperatur der CO2-Laser ge-schweißten Naht höher als bei dem Fügever-fahren mittels Faserlaser zu liegen schien. Die Auswertung der Literatur [3] ließ jedoch vermuten, dass der gemessene Maximalwert der Temperatur in dem Bereich des Plasmaka-nals liegen muss. Denn bisherige Messungen zeigten, dass die Energieeinkopplung des CO2-Lasers (bei größeren Wellenlängen) verstärkt im Dampfkanal erfolgte. Im Vergleich hierzu sollte beim Faserlaser (kleinere Wellenlängen) der Absorptionsgrad der Laserstrahlung an der Oberfläche größer sein. Grundlage für die Be-schreibung der Energieeinkopplung im Keyhole bilden die aus den maxwellschen Gleichungen hergeleiteten Fresnelschen Formeln. Die Be-sonderheit beim Schweißen mit CO2-Lasern besteht darin, dass sich infolge der Plasmaab-sorption ein weiterer Mechanismus der Ener-gieeinkopplung einstellt. Bei einer Wellenlänge von 10,6 μm kann davon ausgegangen werden, dass bei Laserleistungen über 5 kW die Fresne-labsorption von der Plasmaabsorption dominiert wird. Modellrechnungen haben Spitzentempe-raturen bis 15000 K ergeben. Da diese absor-bierte Leistung über Wärmeleitung in das Werkstück gelangt, wurde bei den Versuchsrei-hen mittels CO2-Laser höhere Temperaturen als bei den Faserlaser geschweißten Blechen gemessen. Denn bei Schweißungen mit einer Wellenlänge von 1 μm sind die auftretenden Plasmaeffekte nicht von Relevanz. Die Röntgenbildaufnahme in Abbildung 6 zeigt die eingebetteten Thermoelemente. Aus den Aufnahmen ging hervor, dass nicht alle Ele-mente direkten Kontakt zur Metallkante hatten. Folglich musste die Messergebnissbeeinflus-sung durch die teilweise ungleichmäßigen Ab-stände der Messpunkte und somit verschiede-nen Wärmeleiteigenschaften berücksichtigt werden. Weiterhin ist ein aufgeschmolzenes Thermoelement zu sehen. Es beweist, dass an

dieser Stelle Temperaturen von über 1400 °C entstanden sind. Um die schlechte Verfüllung der Naht zu vermeiden, wurde der 5 mm breite Kanal auf eine Breite von 3 mm reduziert.

Abbildung 6: Röntgenaufnahme der eingebetteten Thermoelemente, CO2-Laser geschweißt, 10 kW, 12 mm Blech, 1,18 m/min, +3 Die gezielte Schliffanfertigung nach Auswertung der Röntgenaufnahmen ergab unter anderem den in Abbildung 7 gezeigten Mittelrippende-fekt.

Abbildung 7: Schweißnaht mit Mittelrippendefekt, CO2-Laser geschweißt, 10 kW, 12 mm Blech, 1,18 m/min, +3 Der interkristallin verlaufende Riss konnte der Fehlerlage II zugeordnet werden und besitzt eine Ausdehnung von 1,3 mm x 0,25 mm. Das Auftreten dieser Defekte ließ auf eine Störung der Tiefschweißkapillare schließen.

5 Zusammenfassung Diese Untersuchungen hatten die Aufgabe, detaillierte Einblicke in die entstehenden Tem-peraturgradienten an Faser- und CO2-Laser geschweißten Blechen zu liefern, um so Rück-schlüsse auf das differenzierte Erscheinungs-bild der Schweißnaht und Wärmeeinflusszone (WEZ) bzw. die Entstehung von Heißrissen zu ermöglichen. Hierzu erfolgten Laserstrahl-schweißversuche mit dem Faser- und dem CO2-Laser an 8 mm und 12 mm dicken Blechen aus S355J2+N.

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Die Interpretation der Versuchsergebnisse und der Vergleich mit den Ergebnissen aus der Lite-ratur ließen den Schluss zu, dass bei Laser-schweißverfahren mit hohen Wellenlängen (10 μm), unter den genannten Bedingungen, eine stärkere Wärmeeinkopplung in den Werk-stoff erfolgte, als bei Schweißprozessen mit niedrigen Wellenlängen (1 μm). Bisherige Mes-sungen belegten, dass die verschiedene Inten-sitätsverteilung beider Laserarten bzw. die un-regelmäßige Intensitätsverteilung des CO2-Lasers zu ungleicher Wärmeverteilung in Tie-fenrichtung führte [2]. Durch die visuelle Betrachtung der CO2-Laser geschweißten Naht konnten Rückschlüsse auf die schwankende Intensitätsverteilung gezogen werden. Die Naht besaß ein sehr unregelmäßiges Er-scheinungsbild, war von zahlreichen Wurzel-einbrüchen sowie Ausbauchungen und Schweißspritzern geprägt. Die Versuche zeigten, dass die beim Schwei-ßen ermittelten Temperaturen, unter Nutzung gleicher Parameter, für die CO2-Laser ge-schweißten Bleche je nach Strahlungsleistung um ca. 300 °C bis 500 °C höher als bei den Faserlaser geschweißten Blechen lagen. Der Bereich der Wärmeeinbringung CO2-Laser ge-schweißter Bleche war um 1 mm bis 2 mm grö-ßer. Die Aussage des größeren Energieeintra-ges wurde zusätzlich durch die Untersuchung der Makro- und Mikroschliffe gestützt. Es kann angenommen werden, dass die Kom-bination aus der raschen Abkühlung sowie er-höhter Temperatureinbringung vermehrt zur Heißrissbildung führte. Die im Grenzbereich der Schweißnaht durch das Schrumpfen des Mate-rials entstandenen hohen Thermospannungen konnten von dem Werkstoff in der Nahtmitte nicht aufgenommen werden. Da sich das Schweißgut aufgrund der höheren Temperatu-ren über eine längere Dauer im zähflüssigen Zustand befand, war die benötigte Zeit für das Durchlaufen des Temperaturintervalls der Sprödigkeit (TIS) größer. Die auftretenden Zug-spannungen (Schweißeigenspannungen) be-wirkten, dass die entstehenden Dendriten sich nicht berührten und ein Hohlraum entstand, der zum Mittelrippendefekt führte.

6 Ausblick Zur Verbesserung der Erkenntnisse für die ver-schiedenen Wärmeeinträge beim Schweißen sind weitere Untersuchungen zu den Plasma-absorptionsvorgängen im Keyhole nötig. Die Herleitung einer repräsentativen Formel für die Heißrissentstehung würde zusätzliche Si-cherheit bei den jeweiligen Schweißprozessen bieten. In diese Formel sollten die Einflussfakto-ren Wellenlänge der Laserstrahlung als Bezug zum verwendeten Laser sowie die Fokuslage zur Prozessbeeinflussung zählen. Da bisherige Versuche jedoch zeigten, dass die Fokuslage nicht allein für die Heißrissentstehung verant-wortlich ist, sondern auch von den Parametern Schweißgeschwindigkeit und Streckenenergie abhängt, sind weitere Versuchsreihen zur ge-zielten Parameteruntersuchung nötig. Ziel dieser Formel sollte es sein, Aussagen über die Anfälligkeit zur Heißrissentstehung in Abhängigkeit von dem vorhandenen Tempera-turfeld zuzulassen.

7 Danksagung Der vorliegende Bericht entstand im Rahmen einer Diplomarbeit in Zusammenarbeit mit der Otto-von-Guericke-Universität Magdeburg und der SLV Halle GmbH. Die vorgestellte Arbeit wurde durch Projekte des BMWi unterstützt. Hierfür sei ausdrücklich Dank gesagt. Ein weite-rer Dank geht an meine Betreuer und die Mitar-beiter der SLV Halle GmbH.

8 Literatur

[1] Gollnow, C.: Beeinflussung des metallurgi-schen Verhaltens strahlgeschweißter Ver-bindungen an Stählen durch prozessspezi-fische Einflussgrößen, Diplomarbeit, 2010

[2] Jäkel, S.: Untersuchung zum Laserstrahl-schweißen unter Variation von Laserleis-tung, Schweißgeschwindigkeit und Fokus-lage zur Ermittlung des Optimums für Blechdicken 8 und 12 mm, Diplomarbeit, 2009

[3] Hügel, H.; Graf, T.: Laser in der Fertigung, Vieweg+Teubner Verlag, 2. Auflage, 2009

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Dehnungsverhalten geschweißter hochfester Aluminiumwerk-stoffe unter Zugbelastung M. Workowski, Th. Nitschke-Pagel und K. Dilger, Institut für Füge- und Schweißtechnik, TU Braunschweig

In diesem Artikel wurde die lokale Dehnungsverteilung unter Zugbelastung grundlegend verschie-dener Aluminiumlegierungen untersucht. Diesen waren zum einen AlZn5Mg3Cu, als Vertreter der aushärtbaren hochfesten Aluminiumlegierungen, sowie die naturharte Legierung AlMg3. Im An-schluss an die Charakterisierung der hergestellten Stumpfstoßverbindungen wurden Zugversuche mit ortsaufgelöster Dehnungsmessung durchgeführt und den lokalen Eigenschaften der Schwei-ßung gegenübergestellt.

1 Einleitung Geschweißte Verbindungen weisen sowohl in der Naht als auch in den direkt angrenzenden Bereichen strukturelle Merkmale auf, die im Vergleich zum Grundwerkstoff zu stark verän-derten Eigenschaften führen können. Neben verfahrensbedingte geometrische Kerben sowie dem aus den Schrumpfungsbehinderungen re-sultierenden Eigenspannungszustand sind hier mikrostrukturelle Veränderungen des Werk-stoffs, die sich Form von Aufhärtungen oder Entfestigungen äußern, zu nennen. Sowohl der Einfluss der geometrischen Kerben als auch des Eigenspannungszustands auf die Schwingfestigkeit wurden bereits ausführlichen in Forschungsarbeiten thematisiert. Bezüglich der Auswirkung veränderter Werkstoffmikro-struktur besteht jedoch nach wie vor For-schungsbedarf. Dies betrieft vorrangig kaltver-festigte oder ausscheidungsgehärtete Alumi-niumlegierungen, die infolge des Schweißpro-zesses starke lokale Entfestigungen sowie ver-änderte Ausscheidungsverteilungen aufweisen können. Diese mikrostrukturellen Veränderun-gen können ein inhomogenes Verformungsver-halten bedingen. Durch den vermehrten Einsatz hochfester Werkstoffe, wie beispielsweise aus-scheidungsgehärtete Aluminiumlegierungen wird den Entfestigungszonen immer größere Bedeutung zukommen. Ein besseres Verständnis, der unter statischer oder dynamischer Belastung auftretenden in-homogenen Verformungen, bildet die notwen-dige Voraussetzung für die Verbesserung der

Schwingfestigkeit sowie für Weiterentwicklun-gen bestehender Berechnungskonzepte.

2 Stand der Forschung Beim Schweißen entstehen verfahrensbedingt verschiedenen Arten von Inhomogenitäten in der Umgebung der Naht. Neben den sogenann-ten geometrischen Kerben, die unter anderem Fehler, Nahtüberhöhung und Kantenversatz umfassen, kann es aufgrund des aufgebrachten Temperaturzyklus zu einer inhomogenen Ei-genschaftsverteilung durch unterschiedliche Gefügezustände kommen. Diese metallurgi-sche Kerbe kann in Verbindung mit vorhande-nen Zugeigenspannungen und geometrischen Fehlstellen die Lebensdauer der Schweißver-bindung negativ beeinflussen. Als metallurgische oder strukturelle Kerbe be-zeichnet man die sprunghafte Änderung der mechanischen Eigenschaften in der Schweiß-nahtumgebung als Folge der aufgebrachten Temperaturzyklen. Diese ungleichmäßige Ei-genschaftsverteilung führt bei Beanspruchung zu komplexen Verformung- und Spannungszu-ständen, die die Schwingfestigkeit von Schweißverbindungen vermindern können. Ei-ne quantitative Bewertung des Einflusses der metallurgischen Kerben erweist sich bisher, aufgrund der notwendigen Abgrenzung zur Wir-kung der geometrischen Kerbe sowie des Ei-genspannungszustands, als schwierig. Eine Vielzahl veröffentlichter Versuchsreihen stellt die schwingfestigkeitsbestimmenden Wirkung geometrischen Kerben als dominierend dar [1]. Eine Ausnahme hierfür bilden Verbindungen

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aus hochfesten ausscheidungsgehärteten Alu-miniumlegierungen, bei denen mit zunehmen-der Breite der Entfestigungszone eine systema-tische Verschiebung der Versagensorte weg vom Nahtübergang in die entfestigte Wärmeein-flusszone zu beobachten ist. Während geomet-rische Kerben nach dem Schweißen bspw. durch Abschleifen der Naht entfernt werden können, sind Entfestigungszonen nur schwer zu beseitigen. Eine der bisher nur wenigen grundlegenden Ar-beiten zu diesem Thema konnte anhand eines Vergleichs von Elektronenstrahl- und WIG-geschweißten Verbindungen aus martensitaus-gehärteten Stahl zeigen, dass bei zügiger Be-anspruchung eine scharfe „Strukturkerbe“, wie sie bei konzentrierter Wärmeeinbringung ent-steht, wenig zum Tragen kommt, sich aber bei Schwingbeanspruchung wie eine geometrische Kerbe auswirken kann. Im Fall von breiten Ent-festigungszonen ergaben durchgeführte Deh-nungsmessungen eine Beschränkung der plas-tischen Verformungen auf diese Bereiche. Eine nahezu gleichmäßige plastische Verformung über die gesamte Probe könnte bei schmalen weichen Zonen beobachtet werden. [1; 2]

3 Experimentelle Untersuchungen Das übergeordnete Forschungsprojekt umfasst Untersuchungen an vier verschieden Alumi-niumlegierungen in jeweils drei Blechdicken. Die für die Untersuchengen notwendigen variie-renden Formen metallurgischer Kerben werden durch den Einsatz verschiedenen Schweißver-fahren erzielt. Im Rahmen dieser Arbeit soll der Fokus auf WIG-geschweißte Verbindungen aus der aus-gehärteten Legierung AlZn5Mg3Cu (AW 7022) in einer Blechdicke von 6 mm gelegt werden. Die naturharte Legierung AlMg3 (AW 5754) wird zum Vergleich mit in die Betrachtungen einbezogen. Zur Herstellung geeigneter Prüf-körper wurden vorbereitete Platten beider Le-gierungen mittels des WIG-Verfahrens mitei-nander verschweißt. Die Nahtvorbereitung war in Doppel-V-Form, mit einem Öffnungswinkel von 90° und einer Steghöhe von 1,5 mm, aus-geführt.

Im Anschluss an das Schweißen wurden aus den so erzeugten Platten Zugproben, gemäß der in Bild 1 dargestellten Form, spanend he-rausgearbeitet. Ergänzend dazu wurden an verschieden Positionen der Naht Querschliffe entnommen und hinsichtlich Porosität und Ge-fügeverteilung untersucht.

Bild 1 Dimensionen der verwendeten Zugproben In Ergänzung zur Metallographie wurden die Proben einer Härtemessung mittels UCI-Verfahren unterzogen. Das UCI-Verfahren bie-tet den Vorteil eines sehr geringen Messpunkt-abstands und ermöglicht so eine Beurteilung der gesamten Schweißverbindung. Während der Zugversuche wurde zur Erfas-sung der lokalen Dehnungen das optische 3D-Verformungsmesssystem ARAMIS eingesetzt. Dieses System, das auf dem Messverfahren der Grauwertkorrelation beruht, ermöglicht eine flächenhafte Darstellung der auftretenden loka-len Dehnungen.

4 Ergebnisse

4.1 AlZn5Mg3Cu Zur Charakterisierung des nach dem Schwei-ßen vorliegenden Werkstoffzustands wurden die entnommenen Querschliffe metallogra-phisch untersucht. Die angefertigten Makro-schliffe zeigen eine vollständige Durchschwei-ßung mit geringer Porosität. In den Wärmeein-flusszonen der ersten Naht konnten auffällige mikrostrukturelle Veränderungen beobachtet werden.

Bild 2 Querschliff der Naht (AlZn5Mg3Cu)

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Nach momentanem Kenntnisstand handelt es sich hierbei um Ausscheidungskonzentrationen. Eine detaillierte Untersuchung dieser Bereiche muss jedoch noch erfolgen. Die ergänzenden Messungen der Härte mittels UCI-Verfahren ergaben deutlich geringer Här-tewerte (ca. 90 HV) im Schweißguts als in den nahtfernen, von der Wärme unbeeinflussten Bereichen. Es ist ein deutlicher Härtesprung in der Wärmeeinflusszone erkennbar.

Bild 3 flächenhafte Darstellung der Härtemessung mittels UCI (AlZn5Mg3Cu) Die durchgeführten Zugversuche umfassten neben der Ermittlung der globalen Kraft-Weg-Beziehung auch die Messung der lokalen Deh-nungsverteilung unter Zuhilfenahme des ARA-MIS-Messsystems. Während die Messungen bis zu einer aufgebrachten Gesamtverformung der Probe von etwa 3 mm nur geringer Streuungen unterlagen (vgl. Bild 4), variierte die maximal erreichbare Dehnung der gemessenen Proben zum Teil sehr stark. Durch die strikte Einhaltung eines konstanten Zeitintervalls zwi-schen Probenherstellung und Versuch konnte eine erneute Verfestigung als Ursache hierfür ausgeschlossen werden. Für die Position des Versagensortes, entlang des in der Wärmeein-flusszone detektieren Härtesprungs, ergab sich wiederum ein einheitliches Bild für alle Proben.

0

10

20

30

40

50

0 1 2 3 4 5distance [mm]

forc

e [k

N]

Bild 4 gemessene Dehnungsverteilung an ge-schweißten Zugproben aus AlZn5Mg3Cu

Bild 4 zeigt die mit Hilfe des optischen Verfor-mungsmesssystems aufgezeichnete Verteilung lokaler Dehnungen kurz vor dem Versagen der Probe. Es ist erkennbar, dass neben dem stark entfestigten Zentrum des Schweißguts, in dem sich auch das Maximum der gemessenen Deh-nungen befindet, auch die Wärmeeinflusszonen erhöht dehnungsbelastet sind. Die unsymmetri-sche Verteilung der erhöhten Dehnungen zwi-schen beiden Schweißnähten weist auf einen Einfluss der am Nahtrand der ersten Naht beo-bachteten mikrostrukturellen Veränderungen auf das Dehnungsverhalten der Probe hin. Dass das Versagen nicht im Bereich maximaler Dehnungsbelastung auftritt, kann zum Einem in der Schärfe des detektierten Härtesprungs be-gründet sein, aber auch durch die Nahtüberhö-hung und der damit größere Querschnitt in die-sem Bereich erklärt werden. Zur Klärung des Einflusses der Nahtüberhöhung wurden im An-schluss äquivalente Zugversuche an mecha-nisch abgearbeiteten Proben durchgeführt.

Bild 5 maximale Dehnung Bruch abgearbeitet Pro-ben aus AlZn5Mg3Cu Auch im Fall mechanisch abgearbeiteter Pro-ben ist der Nahtbereich durch stark erhöhte Dehnungen gekennzeichnet. Im Vergleich zur Dehnungsverteilung im Schweißzustand belas-sener Proben sind grundsätzliche Parallelen, wie die Position des Dehnungsmaximums im Zentrum der Schweißnähte, die hochbelasteten Wärmeeinflusszonen sowie die unsymmetri-sche Verteilung zwischen erster und zweiter Naht erkennbar. Maßgebliche Unterschiede er-geben sich erwartungsgemäß in der Höhe der gemessenen Dehnungen, die so eine deutliche-re Konzentration im nachbearbeiteten Schweiß-nahtbereich bilden. Das Versagen setzt, ähnlich der nicht abgearbeiteten Proben, entlang der Wärmeeinflusszone der ersten Naht ein, bricht

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jedoch mit Erreichen des Zentrums der Naht quer durch das Schweißgut der zweiten Naht. Dieses Bruchverhalten bestätigt den deutlichen Einfluss der mikrostrukturell veränderten Naht-randbereiche, die sich trotz Dehnungswerten deutlich unterhalb des Maximums als versa-gensrelevant darstellen.

4.2 AlMg3 Zur Einordnung der an Verbindungen aushärt-barer Legierungen gemessenen Dehnungsfel-der wurde analog die weitreichend eingesetzte naturharte Aluminiumlegierung AlMg3 als Refe-renz untersucht. Auch für diese Legierung er-gab die Analyse angefertigter Querschliffe eine hinreichende Durchschweißung ohne Schweiß-fehler oder Porosität. Im Gegensatz zu den Schweißverbindungen der aushärtbaren Legie-rung zeigten durchgeführte Härtemessungen für AlMg3 einen im Vergleich zum Grundwerk-stoff geringfügig härteren Bereich des Schweißguts. Auch kann zwischen dem Grundwerkstoff und dem Schweißgut kein gra-vierender Härtesprung im Bereich der Wärme-einflusszone beobachtet werden.

Bild 6 Querschliff und flächenhafte Härtemessung an geschweißtem AlMg3 Deutlich unterschiedliche Verteilungen ergeben sich auch bezüglich der gemessenen lokalen Dehnungen. Während bei Schweißungen aus der aushärtbaren Legierung plastische Deh-nungen vorrangig im Bereich des Schweißguts sowie der Wärmeeinflusszone ermittelt werden konnten, konzentrieren sich erhöhte Dehnun-gen im Fall der naturharten Legierung auf naht-ferne Zonen im Grundwerkstoff, an denen die Proben letztlich auch versagen. Eine separate Betrachtung des Nahtbereichs, ohne Berück-sichtigungen der hochdehnungsbelasteten Be-reiche im Grundwerkstoff, zeigt keine unsymet-rische Dehnungsverteilung zwischen Schweiß-gut und Wärmeeinflusszone der beiden Nähte,

wie es bei der aushärtbarer Legierung beo-bachtet werden konnte.

Bild 7 AlMg3-Dehnung

5 Zusammenfassung und Aus- blick Die unter Zugbelastung eintretenden lokalen Dehnungen der beiden untersuchten Alumi-niumlegierungen unterscheiden sich deutlich. Bei der untersuchten naturharten Aluminiumle-gierung AlMg3 kann, unter Berücksichtigung der gemessenen lokalen Härte, beobachtet werden, dass erhöhte Dehnungen vor allem im Bereich des geringfügig weicheren Grundmate-rials auftreten. Da weder der Bruch noch stark erhöhte Dehnungen im Schweißnahtbereich beobachtet werden konnten, ist davon auszu-gehen, dass die Schweißung keinen signifikan-ten Einfluss auf das Gesamtverhalten der Pro-ben hat. Ein etwas anderes Bild zeichnet sich für die un-tersuchte aushärtbare Legierung AlZn5Mg3Cu. Alle dieser Proben, sowohl abgearbeitet als auch im Schweißzustand belassen, versagten direkt neben der Naht entlang der Wärmeein-flusszone und dem dort detektierten Härte-sprung. Da die Messungen der lokalen Deh-nungen eine unsymmetrische Verteilung zwi-schen beiden eingebrachten Nähten zeigen, kann angenommen werden, dass die gefunde-nen Ausscheidungskonzentrationen in der Wärmeeinflusszone der ersten Lage das Deh-nungsverhalten der Proben maßgeblich mitbes-timmt. Aus diesem Grund soll mit Fortführung der Untersuchungen diesen Bereichen erhöhte Aufmerksamkeit zukommen. Neben der Analy-se typischer Ausscheidungsverteilung sollen auch Härtemessungen nach definierter Belas-tung zur Lokaliesierung auftretender Verfor-mungen betragen, bevor die so gefundenen Er-kenntnisse anhand zyklischer Versuche erwei-tert werden.

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6 Danksagung Die vorgestellten Ergebnisse entstammen ei-nem aktuellen, durch die Deutsche For-schungsgemeinschaft (DFG) geförderten For-schungsvorhaben mit dem Titel „Inhomogenes Verformungsverhalten in Entfestigungszonen geschweißter hochfester Aluminiumwerkstoffe“. Die Autoren bedanken sich für die Unterstüt-zung.

7 Literatur [1] Hickel, H.; Wohlfahrt, H.; Macherauch, E.:

Zum Dauerschwingverhalten elektronen-strahl- und WIG-geschweißter Bleche des martensitaushärtbaren Stahles X2 NiCoMo 18 8 5. DVS-Berichte Bd. 26, Strahltechnik VI, 1973, pp. 53-56

[2] Hickel, H.: Dissertation Universität Karlsru-he, 1973

[3] Zinn, W.: Untersuchungen zum Dauer-schwingverhalten von Stumpfschweißver-bindungen aus den naturharten Aluminium-legierungen AlMg 3 und AlMg 4.5 Mn. Deutscher Verlag für Schweißtechnik, Düs-seldorf, 1990.

[4] Wohlfahrt, H., Th. Nitschke-Pagel: Anhe-bung der Schwingfestigkeit und der Le-bensdauer von Schweißverbindungen aus Stahl und Aluminiumlegierungen. DVM-Bericht 127, Deutscher Verband für Materi-alforschung und -prüfung e.V., Berlin 2000, pp. 211-228

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Metallkundlich-technologische Untersuchungen zum Elektro-nenstrahlschweißen von Duplexstahl ohne Schweißzusatz S. Krasnorutskyi, M. Zinke, D. Keil, Institut für Werkstoff- und Fügetechnik, Magdeburg, und H. Pries, Institut für Füge- und Schweißtechnik, Braunschweig

Dickwandige Bauteile aus Duplexstählen werden bei der Halbzeugherstellung sowie im Maschi-nen-, Apparate- und Anlagenbau eingesetzt. Zum Schweißen dieser Bauteile kann aus wirtschaftli-chen und qualitativen Gründen das Elektronenstrahlschweißen verwendet werden. Um die gefor-derten mechanisch-technologischen Eigenschaften und die Korrosionsbeständigkeit zu gewähr-leisten, müssen jedoch aufwendige Wärmenachbehandlungen sowie mit Zusatzwerkstoff ge-schweißte Deck- bzw. Wurzellagen gefertigt werden. Der Beitrag stellt erste Ergebnisse aus einem AiF-Forschungsprojekt vor, welches die Zielstellung verfolgt, diese dickwandigen Bauteile mittels EBW-Mehrprozesstechnik ohne Zusatzwerkstoff und ohne Wärmenachbehandlung zu schweißen.

1 Einleitung Duplexstähle zeichnen sich durch ein zweipha-siges Austenit-Ferrit-Gefüge aus, in dem die Eigenschaften rostfreier ferritischer Chrom- und austenitischer Chrom-Nickel-Stähle in einer Kombination vorliegen. Optimale metallkund-lich-technologiche Eigenschaften ergeben sich, wenn das Werkstoffgefüge aus ca. 40-60 % Ferrit und Rest Austenit besteht [1]. Für diesen Fall zeigen diese Stähle hohe Festigkeiten, gute Beständigkeiten gegen Loch- und Spalt-korrosion und sehr gute Zähigkeitskennwerte auch bei tiefen Temperaturen. Beim Elektronenstrahl- (EB-) Schweißen der Duplex-Stähle wird mit gleichen oder überle-gierten Zusatzwerkstoffen in Form von Einlege-band oder Draht gearbeitet, um die Grundwerk-stoffeigenschaften zu erreichen [2]. Ein sicherer Weg zum Gewährleisten der Schweißnahtei-genschaften ist ferner das nachfolgende Lö-sungsglühen mit anschließendem Abschrecken im Wasser, das auch in einschlägigen Regel-werken z. B. für die Rohrherstellung vorge-schrieben wird, (ASTM-Normen A 928, A 312 und A 358). Gemäß [3] sind für diese Schweiß-nähte Ferritanteile von bis zu 65 % zulässig. Bei höheren Werten kann es neben einer Ver-schlechterung der Kerbschlagarbeit bei ent-sprechendem Wasserstoffangebot zu einer erhöhten Anfälligkeit gegenüber wasserstoffun-terstützter Kaltrissbildung kommen [4]. Auch sind nach [5] Beeinträchtigungen in der Korro-sionsbeständigkeit möglich.

Durch die bisherigen positiven Erfahrungen zum Einsatz des EB-Schweißen bei der Her-stellung längsnahtgeschweißter dickwandiger Rohre [6,7] aus Duplex-Stählen ist eine Erwei-terung auf weitere dickwandige Bauteile (z. B. Zentrifugentrommel, Separatoren etc.) anderer Industriezweige sinnvoll. Hierbei wäre eine Vermeidung der teuren Zusatzwerkstoffe und der aufwendigen Wärmenachbehandlung von großem wirtschaftlichem Interesse. Mit der konventionellen Einstrahltechnik wurden bislang keine wirtschaftlich vertretbaren Lösun-gen gefunden, die ein EB-Schweißen von dick-wandigen Duplex-Stählen ohne Schweißzusatz bzw. ohne Wärmenachbehandlung ermögli-chen, da folgende Probleme zu verzeichnen waren. Wie aus früheren Untersuchungen von [8,9,10] bekannt, kommt es aufgrund der prozessbe-dingten raschen Aufheizung und Abkühlung beim Einstrahl-EB-Schweißen zu einer aus metallurgischer Sicht unzulässig starken Ferriti-sierung im Schweißgut (Bild 1). Ein weiteres Problem stellt die Effusion des Stickstoffs aus dem Schmelzbad dar. Bedingt durch die geringe Löslichkeit des Stickstoffs im Schmelzbad und durch den geringen Umge-bungsdruck in der Vakuumkammer (10-3 mbar), kommt es zu einer deutlichen Verringerung der Stickstoffgehalte im Schweißgut. Das austenits-tabilisierende Element Stickstoff ist maßgeblich für das Austenit-Ferrit-Verhältnis im Schweißgut zuständig und übt darüber hinaus Einfluss auf

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Bild 1 Konventionelle Einstrahl-EB-Schweißung an einem 25 mm dicken GX2CrNiMoN22-5-3 (1.4470) mit etwa 97 % Ferrit im Schweißgut (bildanalytisch bestimmt)

Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung des Versuchswerkstoffs (Angaben in Gew.%)

Werkstoff C Si Mn P S Cr Ni Mo N 1.4462 0,018 0,560 1,40 0,022 0,001 22,4 5,66 3,10 0,19 Tabelle 2 Mechanisch-technologische Eigenschaften des Versuchswerkstoffs

Werkstoff Rm

[MPa] Rp0,2

[MPa] A5

[%] KV (-40 °C)

[J] 1.4462 774 535 35 158

die Korrosionsbeständigkeit und die Festigkeit der Schweißnaht aus. Dies spiegelt sich im Pitting Resistance Equivalent (PREN) wider.

PREN = %Cr + 3.3 x % Mo + 30 x % N

Des Weiteren sinkt mit abfallendem Stickstoff-gehalt der Beginn der �-�-Umwandlung und die für ein notwendiges Austenit-Ferrit-Verhältnis benötigte Abkühlgeschwindigkeit muss im Zuge dessen deutlich erhöht werden [11]. Ein vielversprechender Lösungsansatz dick-wandige Duplex-Stähle ohne Schweißzusatz bzw. ohne Wärmenachbehandlung mit dem Elektronenstrahl zu schweißen, bietet die Nut-zung der in den letzten Jahren entwickelten EB-Mehrprozesstechnologie. Mit Hilfe dieser Tech-nik können beim EB-Schweißen gleichzeitig mehrere Wirkstellen des Elektronenstrahls erzeugt werden. Dies wird durch die quasi trägheitslose hochfrequente 3-dimensionale Ablenkung des Elektronenstrahls realisiert. Die

Strahlablenkung erfolgt hierbei so schnell, dass zum Beispiel die Dampfkapillare während der Abwesenheit des Strahls bestehen bleibt und nicht zusammenbricht [12]. Neben der Erzeu-gung von mehreren Schmelzbädern ist auch eine Kombination von Prozessschritten wie Vorwärmen, Schweißen und Nachwärmen bzw. Glätten der Naht möglich. Der thermische Zyk-lus der Schweißung kann hierbei wesentlich beeinflusst und optimiert werden. 2 Versuchswerkstoff In dieser Arbeit wird der Standard-Duplexstahl X2CrNiMoN22-5-3 (Werkstoffnummer 1.4462) untersucht. Die chemische Zusammensetzung und die Werkstoffeigenschaften sind in den Tabellen 1 und 2 dargestellt. Der Ferritanteil im Grundwerkstoff wurde magnetinduktiv und metallographisch gemessen und beträgt ca. 55 FN bzw. 35 % (Bild 2).

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Tabelle 3 Versuchsprogramm und Schweißparameter der Elektronenstrahlschweißungen

Bez. GW ZW t [mm]

Vorwärmung [ºC]

U [kV]

I [mA]

v [m/min]

t12/8 [s] Bemerkung

EB-1 1.4462 - 16,8 395 150 42 0,5 4,5 1 Überfahrt EB-2 1.4462 - 16,8 340 150 43 0,5 7,4 2 Überfahrten EB-3 1.4462 - 16,8 435 150 40 0,5 17,7 3 Überfahrten EB-4 1.4462 - 16,8 370 150 35 0,5 30,3 4 Überfahrten EB-5 1.4462 - 16,8 370 150 35 0,5 46,6 5 Überfahrten EB-6 1.4462 - 16,8 370 150 34 0,5 48,7 6 Überfahrten

Bild 2 Gefüge des X2CrNiMo22-5-3 (Austenit: weiß) 3 Versuchsdurchführung Zur Entwicklung einer Mehrprozesstechnologie für das qualitätssichere Herstellen von Schweißnähten ohne Verwendung von Schweißzusatz und/oder nachfolgender Wär-mebehandlung ist es zunächst notwendig, die Abkühlzeiten t12/8 zu ermitteln, mit denen die geforderten mechanisch-technologischen Güte-kennwerte und Korrosionsbeständigkeiten gewährleistet werden. Aus diesem Grund erfolgte das EB-Schweißen von Blindnähten an 16 mm dicken Blechen des 1.4462 mit den Vorgaben, dass die Nähte eine für das Schweißen im Stumpfstoß technolo-gisch sinnvolle minimale Breite von 5 mm ha-ben und sie im Hinblick auf innere Nahtunre-gelmäßigkeiten die Bewertungsgruppe B errei-chen. Das Auftreten äußerer geometrischer Unregelmäßigkeiten im Oberflächen- und Wur-zelbereich war hingegen tolerierbar. Bei den Versuchen ist eine EB-Anlage mit einer Be-schleunigungsspannung von 150 kV, einer

maximalen Leistung von 15 kW und einem Arbeitsdruck von 10-3 mbar verwendet worden. Der Druck im Strahlerzeuger betrug 10-5 mbar. Die Variation der Abkühlzeiten erfolgte im Hin-blick auf den Einsatz der Mehrbadtechnik durch ein mehrmaliges Überschweißen (1-6 Über-schweißungen) und der damit verbundenen Vorwärmung durch die Prozesswärme (Tabel-le 3). Diese Schweißungen ermöglichten Korre-lationen zwischen den aus verschiedenen Abkühlzeiten resultierenden Ferritanteilen, Stickstoffgehalten und mechanisch-technologischen Gütekennwerten der Schweiß-güter. Zur Aufnahme der t12/8-Abkühlkurven wurden 0,3 mm dicke NiCr-Ni-Thermoelemente mit einer Kondensatoranlage auf die Werkstück-oberfläche aufgepunktet. Da der wärmebeein-flusste Bereich beim EB-Schweißen sehr schmal ist, betrug der Abstand der Thermoele-mente zur Schmelzlinie weniger als 1 mm. Die Bestimmung der Ferritanteile erfolgte auf-grund der geringen Blindnahtbreite metallogra-phisch an den Nahtquerschliffen. Hierbei wur-den Mittelwerte aus jeweils ca. 10 Messungen im oberen, mittleren und unteren Nahtbereich ermittelt und verglichen. Die Messung des Stickstoffgehaltes erfolgte über eine Schmelzextraktion an Proben aus dem EB-Schweißgut. Als mechanischer-technologischer Gütekenn-wert diente die Kerbschlagarbeit bei –40 °C, die an Charpy VWT-Proben in Schweißnahtmitte mit der gekerbten Fläche senkrecht zur Ober-fläche ermittelt wurde. Diese Prüftemperatur stellt die untere Einsatztemperatur der Duplex-Güten dar, weshalb die Prüfung der Kerb-schlagarbeit bei dieser Temperatur von ver-

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Tabelle 4 Schweißparameter der Referenzschweißung für die Bestimmung der Kerbschlagarbeit

Bez. GW ZW t [mm]

Vorwärmung [ºC]

U [V]

I [A]

v [m/min]

t12/8 [s]

Bemerkung

E-Hand 1.4462 E 22 9 3 N L R 32 (AROSTA 4462) 16,8 100-120 - 160-210 - - 8 Lagen

schiedenen Zulassungsstellen gefordert wird. Als Referenzwert wurden Proben aus der in Tabelle 4 dargestellten E-Hand-Schweißung analog geprüft. 4 Ergebnisse Nach Optimierung der Schweißparameter ließen sich entsprechend den zuvor genannten Vorgaben fehlerfreie Nähte erzeugen. Die ermittelten t12/8-Zeiten konnten durch das mehrmalige Überschweißen der Nähte in einem Bereich zwischen ca. 4 und 50 s gesteuert werden (vgl. Tabelle 3).

Bild 3 Mikroschliffe der Proben EB-1 (oben) und EB-2 (unten); Austenit weiß Die kurzen Abkühlzeiten von 4,5 s und 7,4 s riefen in den primär ferritisch erstarrenden Schweißgütern ein ungünstiges Austenit-Ferrit-Verhältnis hervor. Begründet ist dies in der

Unterdrückung der diffusionsgesteuerten Um-wandlung des Ferrits in Austenit, so dass sich im Schweißgut nur geringe Anteile an Austenit bevorzugt allotriomorph an den Korngrenzen ausscheiden konnten (Bild 3). Die prozentualen Ferritanteile betrugen in diesen EB-Schweißgütern 86 bzw. 82 %. Das beste Ergebnis der Versuchsreihe im Hinblick auf das Austenit-Ferritverhältnis zeigte die EB-Schweißung mit einer t12/8-Zeit von 17,7 s. Hier traten lediglich 70 % Ferrit auf und es war eine gleichmäßige Ausscheidung des Austenits in teilweiser Widmanstätten-Struktur nachweisbar (Bild 4).

Bild 4 Mikrogefüge der Probe EB-3 (Austenit weiß) Die mit 4 bis 6 Überfahrten erzeugten Schweißnähte zeigten trotz deutlich erhöhter t12/8-Zeiten wieder einen Anstieg in den Ferritan-teilen auf über 80 %. Dieser Fakt lässt sich im Weiteren durch die gemessenen Stickstoffge-halte im Schweißgut erklären. Die Schmelzana-lyse der Stickstoffgehalte der erzeugten Schweißgüter ergab eine deutliche Verringe-rung des Stickstoffs mit steigender Anzahl an Überschweißungen. Bei 6 Überschweißungen

DVS 270 21

traten nur noch 0,06 % Stickstoff im Schweiß-gut auf, was einer 3fachen Stickstoffreduzie-rung im Vergleich zum Grundwerkstoff ent-spricht. Dies erklärt die trotz langsamerer Ab-kühlung erhöhten Ferritanteile der Schweißun-gen mit 4 bis 6 Überfahrten. Für diese Schweißungen wären für niedrigere Ferritanteile deutlich größere Abkühlzeiten notwendig. In Bild 5 wird deutlich, dass die Schweißung EB-3 der Versuchsreihe das güns-tigste Austenit-Ferritverhältnis erzielt, da bei der hier hervorgerufenen langsamen Abkühlzeit auch noch ein genügend hoher Stickstoffgehalt im Schweißgut vorliegt.

25

35

45

55

65

75

85

95

0 10 20 30 40 50 60t12/8 [s]

Ferr

it [%

FE]

1.44621.4462

0,093%N0,093%N

0,087%N0,087%N 0,066%N0,066%N

0,059%N0,059%NEB-2

EB-3

EB-4 EB-5 EB-6

EB-1

25

35

45

55

65

75

85

95

0 10 20 30 40 50 60t12/8 [s]

Ferr

it [%

FE]

1.44621.44621.44621.4462

0,093%N0,093%N

0,087%N0,087%N 0,066%N0,066%N

0,059%N0,059%NEB-2

EB-3

EB-4 EB-5 EB-6

EB-1

Bild 5 Gegenüberstellung der Ferritanteile in Rela-tion zum Stickstoffgehalt und der t12/8-Zeit Die Bestimmung der Kerbschlagarbeit erfolgte an der EB-Schweißung mit der höchsten Ab-kühlrate (EB-1), der EB-Schweißung mit dem günstigsten Austenit-Ferrit-Verhältnis (EB-3), dem Grundwerkstoff im Anlieferungszustand und an der in Tabelle 3 vorgestellten E-Hand-Schweißung. Bedingt durch den hohen Ferritanteil erbrachte die Schweißung EB-1 erwartungsgemäß die schlechtesten Ergebnisse. Die EB-3- und die E-Hand-Schweißung mit der Stabelektrode E 22 9 3 N L R 32 erreichten beide mit ca. 40 J vergleichbare Werte. Hierbei handelt es sich um ein akzeptables Ergebnis, da dieser Wert für eine Vielzahl von Anwendungen ausrei-chend ist. Beispielsweise entspricht er auch der im VdTÜV-Werkstoffblatt 418 geforderten Kerb-schlagarbeit für den 1.4462 von 40 J bei einer Prüftemperatur von –40 °C.

0

20

40

60

80

100

120

140

160

180

200

EB-1 EB-3 E-Hand GW

Kerb

schl

agar

beit

[J]

-40°C

Bild 6 Kerbschlagarbeiten der Schweißungen sowie des Grundwerkstoffes bei –40 °C (Charpy VWT) 5 Zusammenfassung Die ersten Ergebnisse zeigen, dass durch das mehrmalige Überfahren der Schweißnähte mit dem Elektronenstrahl die t12/8-Zeit deutlich erhöht werden kann. Die steigende Anzahl an Überschweißungen hat jedoch eine signifikante Entstickung des Schweißgutes zur Folge. Da-durch kann trotz höherer Abkühlzeiten der Ferritanteil in den Schweißnähten nicht weiter reduziert werden. Die bisherigen Ergebnisse zeigen, dass sich mit 70 % Ferrit und 0,093 % Stickstoff ein Optimum bei den drei Über-schweißungen einstellt. Für diesen Versuch konnten Kerbschlagarbeiten erzielt werden, die vergleichbar mit den Werten einer E-Hand-Schweißung mit artgleichem Schweißzusatz sind. In den nächsten Untersuchungen wird für die Schweißungen das Korrosionsverhalten mittels Elektrochemischen Rauschen (ECR) ermittelt, da ein negativer Einfluss durch die nachgewiesene Entstickung bzw. starke Ferriti-sierung zu vermuten ist. Des Weiteren erfolgt eine Übertragung der Ergebnisse auf die Mehr-prozesstechnik mit dem Ziel, den Ferritanteil im Schweißgut weiter zu reduzieren. 6 Danksagung Die Untersuchungen wurden aus Haushaltsmit-teln des Bundesministeriums für Wirtschaft und Technologie (BMWi) über die Arbeitsgemein-schaft industrieller Forschungsvereinigungen

DVS 270 22

„Otto von Guericke“ e.V. gefördert (AiF-Nr.: 16.277 B / DVS-Nr.: 1.066) und von der For-schungsvereinigung Schweißen und verwandte Verfahren e. V. des DVS unterstützt. Für diese Unterstützung sei gedankt. 7 Literatur [1] Gunn, R.: Duplex Stainless Steels; Micro-

structure properties and applications. Abington Publishing, Cambridge (1997)

[2] Hoffmann, R.; Schüller, T.; Sölch, R.: Elekt-ronenstrahlschweißen eines Duplexstahls mit bandförmigem Zusatzwerkstoff. Schweißen und Schneiden, Band 53 (2001) Heft 3, Seite 148,150-155.

[3] MESC Specification Document: Duplex and Superduplex Stainless Steel Pipe (Amendments/Supplements to ASTM A 928). 2007

[4] Gooch, T. G.; Leonard, A. J.: Hydrogen cracking of ferritic-austenitic stainless steel weld metal. Konferenz-Einzelbericht Du-plex American 2000 Conference, Houston, USA, 29.02 – 10.03.2000, KCI-Publishing BV, vol. 1, S. 345-357

[5] Leitfaden zur Spezifikation von Ferrit in Schweißgut aus nichtrostendem Stahl.

[6] Sölch, R.: Herstellung längsnahtge-schweißter Edelstahlrohre mit größerer Wanddicke. DVS-Berichte, Band 216 (2001) Seite 121-128.

[7] Sölch, R.: Elektronenstrahlschweißen beim Herstellen von längsnahtgeschweißten Rohren. DVS-Berichte, Band 232 (2004) Seite 104-109.

[8] Steffens, H. D.; Hartung, F.; Buchmann, C.: Elektronenstrahlschweißen des Duplex stahls X2CrNiMoN2253. DVS-Berichte, Band 155 (1993) Seite 81-85.

[9] Cvijovic, Z.; Knezevic, V.; Mihaijovic, D.; Radenkovic, G.: Effect of welding process on the microstructure of duplex stainless steel. Paper 20. Welding Science and Technology, Japan-Slovak Welding Sym-posium, 1996 (1996) Seite 109-114.

[10] Muthupandi, V.; Bala Srinivasan, P.; Se-shadri, S.K.; Sundaresan, S.: Effect of weld metal chemistry and heat input on the structure and properties of duplex stainless steel welds. Materials Science and Engi-neering A, Volume 358, Issues 1-2, 15 Oc-tober 2003, Pages 9-16.

[11] Mundt, R. Hoffmeister H.: Effect of chemi-cal composition and weld thermal cycles on phase transformation and microstructures of ferritic-austenitic steels, Conference Proceedings Stainless Steels ´84, The In-stitute of Metals (1985)

[12] Dobeneck, D. von; Löwer, T.; Adam, V.: Elektronenstrahlschweißen: das Verfahren und seine industrielle Anwendung für höchste Produktivität. Verl. moderne In-dustrie, Landsberg/Lech (2001).

DVS 270 23

Der standardisierte Werkstofffreigabeprozess von Feinblech aus Stahl am Beispiel des Widerstandspunktschweißens J. Veit, A. Schram und V. Wesling; Institut für Schweißtechnik und Trennende Fertigungsverfahren (ISAF), TU Clausthal

Die Komplexität der verschiedenen Werkstofffreigabeprozesse zum Fügen tragen dazu bei, dass die zügige Einführung neuer Stahlwerkstoffe stark behindert wird. Ein hierfür ausschlaggebender Punkt sind die in der Regel voneinander abweichenden Vorgaben der unterschiedlichen Kunden. Deshalb wird zurzeit von verschiedenen Stahlherstellern und OEMs eine Richtlinie erstellt, die den Werkstofffreigabeprozess für das Fügen standardisiert. Der vorliegende Beitrag beschreibt den ak-tuellen Stand für das Widerstandspunktschweißen und zeigt exemplarisch die Ergebnisse einer solchen Prüfung an drei Werkstoffen.

1 Einleitung Bei der Entwicklung von neuen Stahlwerkstof-fen muss vor der Markteinführung von Seiten der Stahlhersteller im Rahmen des Werkstoff-freigabeprozesses auch die fügetechnische Verarbeitbarkeit ermittelt werden, da die OEMs den Nachweis für die Kompatibilität zum ge-samten vorhandenen Prozess fordern. Bislang werden diese Untersuchungen nach den oft nur geringfügig voneinander abweichenden Vorga-ben, wie z. B. der Probengeometrie oder der Schweißparameter, der OEMs durchgeführt. Hierdurch entsteht ein großer und kosteninten-siver Versuchsaufwand, wodurch eine schnelle Einführung von neuen Stählen stark behindert wird. Deshalb ist es das Ziel ein Stahl- und Ei-senprüfblatt (SEP) zu erstellen, in dem der Werkstofffreigabeprozess für das Fügen ver-einheitlicht wird. Hierzu zählen zum einen das experimentelle Vorgehen und zum anderen die Dokumentation der Ergebnisse. [1], [2] Nachfolgend wird der aktuelle Stand des SEP 1220-2, welches den Werkstofffreigabe-prozess für das Widerstandspunktschweißen beschreibt, vorgestellt. Anschließend werden exemplarisch für die drei Werkstoffe HCT780XD, HC340LAD und DX54D die Er-gebnisse einer solchen Werkstofffreigabeprü-fung für das Widerstandspunktschweißen dar-gestellt.

2 SEP 1220-2: Widerstands-punktschweißen

2.1 Beteiligte Unternehmen Damit eine möglichst große Akzeptanz für das SEP 1220-2 vorliegt, ist die Beteiligung vieler Stahlhersteller und OEMs bei der Erarbeitung erforderlich. Die mitarbeitenden Unternehmen sind in Tabelle 1 dargestellt. Tabelle 1 Beteiligte Unternehmen [1]

Automobilhersteller Stahlhersteller � Audi AG � BMW AG � Daimler AG � Ford Werke GmbH � GM Europe � Magna Steyr � Porsche AG � Volkswagen AG � Volvo Car Corporation � Wilhelm Karmann GmbH

� ArcelorMittal � Corus steel � Salzgitter AG � ThyssenKrupp Steel AG � voestalpine Stahl GmbH

2.2 Aufbau Das SEP 1220-2 umfasst sowohl die Proben-vorbereitung und Versuchsbedingungen als auch Vorgaben für die Versuchsdurchführung und die anschließende Dokumentation der Ver-suchsdaten. Die Ergebnisse werden jedoch sei-tens der Stahlhersteller nicht bewertet. Dies er-folgt weiterhin nach den jeweiligen internen Hausnormen der OEMs. [1]

DVS 270 24

*je 1bei Imax / Imin



20 Stk.

je 5bei Imax / Imin

je 5bei Imax / Imin

max. 20 Stk.

Proben-anzahl

• Punktdurchmesser• Bruchart

konstant: tV, tS, tN, FEl, ISvariabel:Standmenge

• Gefüge Grundwerkstoff,WEZ, Schweißlinse

konstant: tV, tS, tN, FElvariabel: IS (Imax, Imin)

Gefügeanalyse

• Härteverlauf über Grund-werkstoff, WEZ und Schweiße


Härtemessung

• Schweißfehler(Risse, Seigerungen, etc.)


makroskopische Analyse

• Punktdurchmesser• Lastspiel• k-Faktor (Kerbempfindlichkeit)

konstant: tV, tS, tN, FElvariabel: IS (Imax, Imin)zykl. Prüfung

• Punktdurchmesser• Bruchart• maximale Kraft


quasistat. Kopfzug



quasistat. Scherzug

• Punktdurchmesser• Bruchart• Spritzer

konstant: tV, tS, tN, FElvariabel: ISSchweißbereich

QualitätsgrößenSchweißparameterProben-geometriePrüfungen




20 Stk.

je 5bei Imax / Imin

je 5bei Imax / Imin

max. 20 Stk.

Proben-anzahl

• Punktdurchmesser• Bruchart

konstant: tV, tS, tN, FEl, ISvariabel:Standmenge

• Gefüge Grundwerkstoff,WEZ, Schweißlinse


Gefügeanalyse

• Härteverlauf über Grund-werkstoff, WEZ und Schweiße


Härtemessung

• Schweißfehler(Risse, Seigerungen, etc.)


makroskopische Analyse

• Punktdurchmesser• Lastspiel• k-Faktor (Kerbempfindlichkeit)

konstant: tV, tS, tN, FElvariabel: IS (Imax, Imin)zykl. Prüfung



quasistat. Kopfzug



quasistat. Scherzug

• Punktdurchmesser• Bruchart• Spritzer

konstant: tV, tS, tN, FElvariabel: ISSchweißbereich

QualitätsgrößenSchweißparameterProben-geometriePrüfungen

* die makroskopische Analyse, Gefügeanalyse und Härteprüfung erfolgt an insgesamt je 3 Proben bei Imax / Imin Bild 1 Experimentelle Untersuchungen nach SEP1220-2

2.3 Prüfprogramm Die durchzuführenden Untersuchungen (s. Bild 1) lassen sich für das Widerstands-punktschweißen in drei Kategorien einteilen, die Ermittlung der Qualitätsgrenzen, des Tragver-haltens und der metallographischen Eigen-schaften der Verbindung. Die zu verwendenden Schweißparameter sind dabei in Abhängigkeit der Blechstärke und des Oberflächenzustandes vorgegeben.

Für die Ermittlung der Qualitätsgrenzen werden zum einen der Schweißbereich und die Stand-menge bestimmt. Der Schweißbereich definiert sich durch den minimale und maximale zulässi-ge Stromstärke. Die Standmenge beschreibt die maximale Anzahl von Schweißungen, die mit einem Satz Elektrodenkappen durchgeführt werden können, ohne dass diese gewechselt oder nachgearbeitet werden müssen. Das Tragverhalten der Verbindungen wird zum einen bei quasistatischer als auch dynamisch schwingender Beanspruchung geprüft. Bei der quasistatischen Untersuchung werden sowohl Kennwerte im Scher- als auch Kopfzug ermit-telt. Die dynamisch schwingende Prüfung er-folgt an bauteilähnlichen H-Proben bei schwel-lender Last (R=0,1). Die metallographischen Untersuchungen um-fassen zum einen die Überprüfung der Schweißpunkte auf Fehlstellen wie z. B. Mitten-

seigerungen und der Bestimmung der Gefüge-veränderung durch die Wärmeeinbringung beim Schweißen. Außerdem wird eine Härteprüfung nach Vickers durchgeführt. 3 Experimentelle Unter-

suchungen

3.1 Versuchswerkstoffe Für die Untersuchung standen drei feuerver-zinkte Feinbleche in der Materialstärke t = 1,2 mm zur Verfügung. Hierbei handelt es sich um einen Dualphasenstahl, einen mikrolegierten Feinkornbaustahl und eine klassischen Tief-ziehstahl. Die chemische Zusammensetzung (s. Tabelle 2) und die wesentlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften (s. Tabelle 3) dieser Werkstoffe sind nachfolgend dargestellt. Tabelle 2 Chemische Zusammensetzung der

Versuchswerkstoffe Werkstoff C Si Mn Cr Ti Nb HCT780XD 0,136 0,246 1,852 0,367 0,0029 0,0160 HC340LAD 0,065 0,010 0,703 0,023 0,0076 0,0435 DX54D 0,004 0,023 0,097 0,032 0,0805 0,0002

Tabelle 3 Mechanisch-Technologische Eigen-

schaften der Versuchswerkstoffe Werkstoff Rp0,2

[MPa] Rm

[MPa] A80 [%]

t [mm]

HCT780XD 713 818 16,06 1,22 HC340LAD 381 449 31,92 1,20 DX54D 174 310 42,16 1,24

DVS 270 25

Tabelle 4. Schweißparameter [1]

200200-280+X240+X14,003,00F1 16x5,51,10-1,34

Rm� 380 MPa

Rm< 380 MPa

Rm� 380 MPa

Rm< 380 MPa

Beschich-tetes

Stahlblech(ms)

Unbeschich-tetes

Stahlblech(ms)

Pausen-zeit(ms)

SchweißzeitImpuls-

zahlF1 16x5.5F1 20x8.0

Haltezeit(ms)

Schweißzeit(ms)

Elektroden-kraft(kN)

Elektroden-form

Einzel-blechdicke

(mm)

200200-280+X240+X14,003,00F1 16x5,51,10-1,34

Rm� 380 MPa

Rm< 380 MPa

Rm� 380 MPa

Rm< 380 MPa

Beschich-tetes

Stahlblech(ms)

Unbeschich-tetes

Stahlblech(ms)

Pausen-zeit(ms)

SchweißzeitImpuls-

zahlF1 16x5.5F1 20x8.0

Haltezeit(ms)

Schweißzeit(ms)

Elektroden-kraft(kN)

Elektroden-form

Einzel-blechdicke

(mm)

X = 40msX = 20 msDicke � 20 μm

21Anzahl der beschichteten Flächen in der Fügeebene

X = 40msX = 20 msDicke � 20 μm

21Anzahl der beschichteten Flächen in der Fügeebene

Elektroden130 mm x 130 mm

Abmessung der Spannplatte (B x T):

140 / 440 mmSpannplattenabstand:

350 mmArmausladung:

Max. 90 mm HubEinfachhubzylinder:

1 / 6 kNElektrodenkraft(min. / max.):

41,4 kAHöchstschweißstrom:

51,7 kASek.-Kurzschlußstrom:

257 kVAAnschlussleistung:

343 kVAHöchstschweißleistung:

100 kVANennleistung bei 50 % ED:

400 Volt / 50 HzAnschlussspannung:

130 mm x 130 mm

Abmessung der Spannplatte (B x T):

140 / 440 mmSpannplattenabstand:

350 mmArmausladung:

Max. 90 mm HubEinfachhubzylinder:

1 / 6 kNElektrodenkraft(min. / max.):

41,4 kAHöchstschweißstrom:

51,7 kASek.-Kurzschlußstrom:

257 kVAAnschlussleistung:

343 kVAHöchstschweißleistung:

100 kVANennleistung bei 50 % ED:

400 Volt / 50 HzAnschlussspannung:

Bild 2 Versuchsanlage zum Widerstandspunktschweißen

3.2 Widerstandspunktschweiß-anlage

Die Durchführung der Widerstandspunkt-schweißungen wurden an einer PMS 11-4 Ständermaschine der Firma Dalex (s. Bild 2) durchgeführt. Diese Anlage arbeitet mit der Mit-telfrequenz-Gleichstromtechnik und kann ma-ximale Schweißströme von 41 kA und Elektro-denkräfte bis 6 kN realisieren.

3.3 Schweißparameter Die Schweißparameter werden wie in Kapitel 2.3 bereits beschrieben anhand der Material-stärke und des Oberflächenzustandes der Ver-suchswerkstoffe festgelegt. Tabelle 4 zeigt die für diese Untersuchung relevanten Parameter.

4 Ergebnisse Nachfolgend werden die Ergebnisse der Werk-stofffreigabeprüfung für das Widerstandspunkt-schweißen beschrieben. Hierzu werden wie in Kapitel 2.3 vorgestellt die Qualitätsgrenzen, das Tragverhalten und die metallurgischen Eigen-schaften der Verbindungen untersucht.

4.1 Qualitätsgrenzen Für die Ermittlung der Qualitätsgrenzen wurden die Schweißstrombereiche und Standmengen der Versuchswerkstoffe bestimmt. Die Schweißstrombereiche zeigt Bild 3. Der kleinste Schweißbereich von 1,2 kA wurde mit dem DX54D erzielt. Die Schweißbereiche des HC340LAD mit 1,5 kA und des HCT780XD mit 1,6 kA sind ungefähr gleich groß. Während beim HC340LAD und HCT780XD an der unte-ren Qualitätsgrenze ein Abscheren der Punkte in der Fügeebene zu beobachten ist, knöpfen

DVS 270 26

beim DX54D die Verbindungen aus dem Grundwerkstoff aus. An der Spritzergrenze ist bei allen Werkstoffen ein Ausknöpfen der Punk-te aufgetreten. Trotz eines minimal zulässigen Punktdurchmessers von 4,4 mm betragen beim DX54D die erreichten Punktdurchmesser 5,0 mm, weil vorher nur ein Aufschmelzen des Zinküberzuges aufgetreten ist.

5

6

7

8

9

10

11

12

I s in

[kA

]

HCT780 XD DX54 DHC340 LAD

�I = 1,6 kA

Ø dp = 7,3 mm

Ø dp = 4,4 mm

Ø dp = 6,0 mm

Ø dp = 4,6 mm

Ø dp = 5,0 mm

Ø dp = 6,9 mm

�I = 1,2 kA

�I = 1,5 kA

Bild 3 Schweißbereiche Da alle drei Versuchswerkstoffe in verzinktem Zustand vorliegen, wurden auch die Elektro-denstandmengen untersucht. Das Ergebnis dieser Untersuchung zeigt Bild 4.

0

200

400

600

800

1000

1200

Schw

eißp

unkt

e

HCT780 XD HC340 LAD DX54 D

Ø d

p,st

art =

6,0

mm

Ø d

p,st

art =

7,3

mm

Ø d

p,st

art =

6,9

mm

Bild 4 Standmengen Der DX54D und HC340LAD weisen beide mit 1000 Punkten eine gleichgroße Standmenge auf. Beim HCT780XD können nur 800 Schwei-ßungen mit einem Satz Elektrodenkappen durchgeführt werden, ehe diese nachgearbeitet oder gewechselt werden müssen. Dies ist z. T. auf den geringeren Startpunktdurchmesser bei Imax im Vergleich zu den anderen beiden Werk-stoffen zurückzuführen.

4.2 Tragverhalten Für die Untersuchung der mechanisch-technologischen Eigenschaften der Verbindun-

gen wurden quasistatische Prüfungen in Scher- und Kopfzugbelastung durchgeführt. Für den dynamisch schwingenden Lastfall wurden bau-teilähnliche H-Proben geprüft. Die Ergebnisse der Untersuchungen unter quaistatischer Last sind in Bild 5 und 6 dargestellt.

0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

20

Kra

ft [k

N]

ImaxImin

Ø d

p =

6,1

mm

Ø d

p =

4,8

mm

Ø d

p =

6,5

mm

Ø d

p =

4,5

mm

Ø d

p =

7,3

mm

Ø d

p =

4,4

mm

HCT780 XD DX54 DHC340 LAD Bild 5 Quasistatischer Scherzug Der HCT780XD weist das höchste Kraftniveau unter quasistatischen Scherzug auf. Danach folgen der HC340LAD und der DX54D. Somit ist das Verhalten bei dieser Beanspruchung analog zu den Festigkeiten der Grundwerkstof-fe. Der Unterschied zwischen der Kraft bei Imax zu Imin fällt beim HCT780XD deutlich höher aus, als bei den anderen beiden Werkstoffen.

0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

20

Kra

ft [k

N]

ImaxImin

HCT 780XD DX54 DHC 340 LAD

Ø d

p = 5

,5 m

m

Ø d

p = 4

,5 m

m

Ø d

p = 6

,5 m

m

Ø d

p = 4

,5 m

m

Ø d

p = 7

,3 m

m

Ø d

p = 4

,4 m

m

Bild 6 Quasistatischer Kopfzug Unter Kopfzugbelastung erreicht der HC340LAD bei Imax mit ca. 9 kN die gleiche Festigkeit wie der HCT780XD. Bei Imin und glei-chem Punktdurchmesser erreicht der HC340LAD sogar eine höhere Kopfzugfestig-keit auf. Dies lässt sich z. T. durch die größere Kerbempfindlichkeit des HCT780XD und den auftretenden Härtespitzen in der WEZ (s. Kapi-tel 4.3) erklären. Der DX54D weist wie auch schon bei quasistatischer Scherzugbelastung das geringste Kraftniveau auf.

DVS 270 27

Die Festigkeit der Verbindungen unter dyna-misch schwingender Last wurde an bauteilähn-lichen H-Proben untersucht. In Bild 7 sind die hierbei erstellten Wöhlerlinien in einem Diag-ramm dargestellt.

10

100

10.000 100.000 1.000.000 10.000.000Lastspielzahl [N]

Kra

ft- O

berw

ert [

kN]

k=5,63

k=5,60

k=5,45

HCT780XDHC340LADDX54D

Bild 7 Zyklischer Scherzug Die k-Werte der drei Versuchswerkstoffe liegen zwischen 5,45 und 5,63. Die Kerbempfindlich-keit bei dynamisch schwingender Belastung ist somit als nahezu gleich einzuordnen. Das höchste Lastniveau erträgt der HCT780XD, ge-folgt vom HC340LAD und dem DX54D. Dies spiegelt wie auch schon beim quasistatischen Scherzugversuch die Festigkeit der Grund-werkstoffe wieder.

4.3 Metallographie Im Folgenden werden die Ergebnisse der me-tallographischen Untersuchungen dargestellt. Hierzu wurden in einem ersten Schritt makros-kopische Aufnahmen erstellt und hinsichtlich Fehlstellen geprüft. Die Schweißpunkte aller drei Versuchswerkstoffe wurden als fehlerfrei eingestuft. Zur Beurteilung der durch das Schweißen ver-ursachten Gefügeveränderungen wurden mik-roskopische Aufnahmen des Grundwerkstoffs, der WEZ und der Schmelze angefertigt. Bild 8 zeigt das Gefüge in der Fügezone des HCT780XD, Bild 9 des HC340LAD und Bild 10 des DX54D beispielhaft für Imax. Aufgrund des typischen Dualphasengefüges weist der HCT780XD im Grundwerkstoff ein fer-ritisch, martensitisches Gefüge auf, welches auch in der WEZ erhalten bleibt. Im Schweißgut tritt reiner Martensit auf.

GrundwerkstoffWEZ

Schmelze

Gefügebestandteile

Grundwerkstoff: Ferrit & MartensitWEZ: Ferrit & MartensitSchmelze: Martensit

Bild 8 Gefügeanalyse HCT780XD

GrundwerkstoffWEZ

Schmelze

Gefügebestandteile

Grundwerkstoff: Ferrit & PerlitWEZ: Ferrit & MartensitSchmelze: Martensit

Bild 9 Gefügeanalyse HC340LAD Beim HC340LAD liegt im Grundwerkstoff ein ferritisches Gefüge mit sehr geringen Anteilen an Perlit vor. Durch das Schweißen entsteht in der WEZ ein Mischgefüge aus Ferrit und Mar-tensit. In der Schmelze liegt reiner Martensit vor.

GrundwerkstoffWEZ

Schmelze

Gefügebestandteile

Grundwerkstoff: FerritWEZ: Ferrit & BainitSchmelze: Ferrit & Bainit

Bild 10 Gefügeanalyse DX54D Der DX54D weist im Grundwerkstoff ein rein ferritisches Gefüge auf. In der WEZ und Schmelze liegt neben dem Ferrit auch eine bai-nitische Phase vor. Alle drei Werkstoffe neigen klassischerweise in der WEZ zu einer Grob-kornbildung.

R = 0,1

DVS 270 28

Abgeschlossen werden die metallographischen Untersuchungen mit einer Härteprüfung nach Vickers HV0,5. In Bild 11 sind die Härteverläufe für Imax und Imin des HCT780XD, in Bild 12 für den HC340LAD und in Bild 13 für den DX54D dargestellt.

0

100

200

300

400

500

0 2 4 6 8 10Abstand [mm]

Här

te [H

V0,5

]

GrundwerkstoffWEZSchweiße

0

100

200

300

400

500

0 2 4 6 8 10Abstand [mm]

Här

te [H

V0,5

]

GrundwerkstoffWEZSchweiße

Bild 11 Härteverlauf HCT780XD

0

100

200

300

400

500

0 1 2 3 4 5 6 7 8

Abstand [mm]

Här

te [H

V0,5

]

GrundwerkstoffWEZSchmelze

0

100

200

300

400

500

0 2 4 6 8Abstand [mm]

Här

te [H

V0,5

]


Bild 12 Härteverlauf HC340LAD

0

100

200

300

400

500

0 1 2 3 4 5 6 7 8

Abstand [mm]

Här

te [H

V0,5

]


0

100

200

300

400

500

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9

Abstand [mm]

Här

te [H

V0,5

]


Bild 13 Härteverlauf DX54D Aufgrund der Martensitbildung beim HCT780XD und HC340LAD kommt es zu einer starken Aufhärtung in WEZ und Schmelze. Beim HCT780XD treten zudem vor allem bei Imin Här-tespitzen in der WEZ auf. Da der DX54D in der Schweißlinse ein Gefüge aus Ferrit und Bainit aufweist, kommt es nur zu einem sehr geringen Härteanstieg. 5 Zusammenfassung und Fazit Der vorliegende Bericht stellt exemplarisch für das Widerstandspunktschweißen den aktuellen Stand des SEP 1220-2 dar. Neben der Zu-sammensetzung der Arbeitsgruppe wurde der Inhalt des Prüfblattes mit dem Fokus auf dem Prüfprogramm vorgestellt.

Nachfolgend wurden an den drei Versuchs-werkstoffen HCT780XD, HC340LAD und DX54D die Ergebnisse einer solchen Werkstoff-freigabeprüfung für das Widerstandspunkt-schweißen dargestellt. Hierzu wurden in einem ersten Schritt die experimentellen Randbedin-gungen beschrieben. Anschließend erfolgte die Darstellung der Versuchsergebnisse. Ein Rückblick auf die gesamte Untersuchung verdeutlicht den großen Versuchsaufwand beim Werkstofffreigabeprozess für lediglich ein Fü-geverfahren. Für einen kompletten Werkstoff-freigabeprozess für das Fügen fallen jedoch auch Prüfungen mit weiteren Verfahren wie z. B. dem MSG-Schweißen, Löten, Kleben, me-chanischem Fügen, etc. an. Dies zeigt deutlich, wie wichtig eine Abstimmung zwischen Stahl-herstellern und OEMs und somit einer Verein-heitlichung dieses Prozesses ist, damit der zeit-liche Aufwand verringert wird und somit die schnelle Einführung neuer Stahlwerkstoffe möglich ist. 6 Literatur [1] Beenken, H.: Der von OEM und Stahlhers-

tellern vereinheitlichte Werkstofffreigabe-prozess am Beispiel des Stahl-Eisen-Prüfblatts E SEP 1220-2 „Widerstands-punktschweißen“. Sondertagung „Wider-standsschweißen 2010“ in Duisburg, 2010

[2] Franz, T.: Standardization of Joining Quali-

fication of New Steel Grades – The “Tes-ting and Documentation Guideline Joining” as part of the external Material Release Process, Joining in Automotive Engineering 2009 in Bad Nauheim, 2009

Imax Imin

Imax

Imax Imin

Imin

DVS 270 29

Untersuchungen von Verschleißmechanismen an verschie-denen Hartauftragschweißungen A. Petsch, V. Wesling und R. Reiter, Institut für Schweißtechnik und Trennende Fertigungs-verfahren, TU Clausthal

Verschleiß an Anlagen und Maschinenkomponenten stellt einen erheblichen volkswirtschaftlichen Schaden dar. Eine Verbesserung des Verschleißschutzes durch Plattieren hilft somit Kosten durch Reparaturen und Stillstandszeiten zu verringern. Als wirtschaftliche Lösung für hochabrasive Be-anspruchungen haben sich Metall-Matrix-Komposite (MMC) bewährt, die mittels PTA auftragge-schweißt werden. Metall-Matrix-Komposite verbinden die gegensätzlichen Werkstoffeigenschaften von hoher Härte und guter Duktilität. In der Verschleißprüfung existieren viele genormte Prüfverfah-ren, die allerdings nicht immer das real vorliegende Tribosystem widerspiegeln. Daher werden am ISAF nicht nur Prüfungen der ASTM-Norm realisiert, sondern auch Sonderprüfungen mittels tribo-systemangepaßten Aufbauten durchgeführt. Neben den Modellversuchen nach ASTM G75-07 und ASTM G65-04 werden hier die Ergebnisse zweier Modifikationen für trockenen Dreikörper-Abrasivverschleiß und kombinierter schlagender/stoßender und abrasiver Beanspruchung vorges-tellt.

1 Einleitung Plattieren wird in weiten Bereichen des Maschi-nen- und Anlagenbaus eingesetzt, um Standzei-ten von Bauteilen zu erhöhen. Die Werkstoff-auswahl stellt dabei eine besondere Herausfor-derung dar, da Verschleiß eine Systemgröße ist und somit nicht durch Werkstoffkennwerte wie E-Modul und Härte erfasst werden kann [1]. Die Vielfalt an Einflußgrößen, wie Temperatur, Um-gebungsmedien, Zwischenmedien, Art und Hö-he der Belastung, Werkstoffe und Relativge-schwindigkeit erfordern eine genaue Analyse des Tribosystems, um Aussagen über das Ver-schleißverhalten von Werkstoffen im späteren Einsatz treffen zu können. Genormte Prüfverfah-ren bilden das real vorliegende Tribosystem nicht immer vollständig nach, so dass am ISAF Sonderprüfaufbauten zum Einsatz kommen, die an das Tribosystem angepasst sind. Die Metall-Matrix-Komposite bestehen aus einer duktilen Matrix auf Ni-, Co- oder Fe-Basis, in die legierungsfremde Hartstoffe eingelagert werden. Als Hartstoffe dienen Karbide, Boride oder Nitri-de. Auf Grund der hohen Wirtschaftlichkeit hat sich für die Verarbeitung von MMCs das Plas-ma-Pulver-Auftragschweißen (PTA) bewährt. Das Verfahren zeichnet sich durch eine gut steuerbare Energieeinbringung und einer sehr

geringen Aufmischung von unter 5% aus. Dabei lassen sich bereits einlagig Schichtdicken von 2 bis 3 mm generieren [2]. 2 Experimentelle Durchführung 2.1 Prüfaufbauten In den Untersuchungen kommen verschiedene genormte Prüfaufbauten zum Einsatz, die ver-schiedene Abtragsmechanismen abbilden. Der Millertest nach ASTM G75-07 [3] stellt die Bedingungen bei feuchtem Dreikörper-Abrassivverschleiß nach (Bild 1).

Bild 1: schematischer Aufbau ASTM G75-07

DVS 270 30

Dabei werden die Probenkörper durch ein Abra-sivgutgemisch aus weißem Edelkorund der Kör-nung F220 und Wasser unter einer definierten Anpresskraft von 22,4N bewegt. Der Versuch wird in 3 Intervallen zu je 2h gefahren. Der Reibradtest nach ASTM G65-04 [3] verwen-det gerundeten Quarzsand (AFS 50/70) als Ab-rasivgut. Dies wird mit einem Massenstrom von 300 bis 400 g/min in den Spalt zwischen Probe und einem gummierten Reibrad eingebracht (Bild 2). Methode A gibt einen Verschleißweg von 4309m bei einer Anpresskraft der Probe an das Reibrad von 130N vor.

Bild 2: schematischer Aufbau ASTM G65-04 Um einen härteren Angriff nachzustellen wird der Reibradtest nach ASTM G65-04 modifiziert und statt eines gummierten Rades ein Stahlrad verwendet. Die übrigen Parameter bleiben gleich. Die Untersuchung von kombinierter schlagen-der/stoßender und abrasiver Beanspruchung ist nicht genormt. Der Prüfstand am ISAF stellt die-se Beanspruchung mittels rotierender Schlag-körper nach (Bild 3). In den Spalt zwischen Schlagelement und Probe wird gerundeter Quarzsand mit einem Massenstrom von 305g/min eingebracht.

Bild 3: schematischer Aufbau der Prüfung für kombi-nierte schlagende/stoßende und abrasive Beanspru-chung 2.2 Probenherstellung Auf Grund ihrer hohen Härte und ihres hohen Schmelzpunktes werden verschiedene Wolf-ramkarbide ausgewählt (Tabelle 1). Die gebro-chenen, monokristallinen Wolframkarbide (WC) und die gebrochenen und sphärischen Wolfram-schmelzkarbide (WSC) werden mit einer han-delsüblichen NiBSi-Legierung kombiniert. Tabelle 1: Art, Größe und chemische Zusammen-

setzung der verwendeten Karbide (Herstellerangaben)

Art C-Gehalt Größe in μm1 WSC gebrochen 4,3 – 5,0 53 – 180 2 WSC gebrochen 3,8 – 4,2 63 – 180 3 WSC sphärisch 4,3 – 5,0 53 – 180 4 WSC sphärisch 3,8 – 4,2 100 – 150 5 WSC sphärisch 3,8 – 4,2 210 – 400 6 WC gebrochen 6,1 63 - 180

Das Mischungsverhältnis von Matrix- zu Hart-stoffpulver beträgt für alle Auftragschweißungen 40 zu 60 Massenprozent. Die Probenherstellung

DVS 270 31

erfolgte einlagig mittels PTA-Verfahren (Tabelle 2) und anschließendem Heraustrennen durch Drahterosion, was die nachträgliche Wärmebe-einflussung der Plattierung ausschließt. Tabelle 2: Schweißparameter

Strom in A 150

Plasmaspannung in V 28

Schweißgeschwindigkeit in mm/min 102

Pendelbreite in mm 40

Pulverzufuhr in g/min 120 ± 4 3 Ergebnisse Die durchgeführten Untersuchungen zeigen deutlich den Einfluss der Beanspruchungsart auf das Verschleißverhalten der Werkstoffe (Bild 4). Bild 4: Abträge der verschiedenen Verschleißprüfun-gen Je nach Verschleißangriff reagieren die Werk-stoffe unterschiedlich, so dass für jede Beans-pruchungsart ein anderer Werkstoff am besten im Vergleich abschneidet. Werkstoff 5 weist den höchsten Abtrag im Test nach ASTM G65-04 auf, wohingegen dieser Werkstoff in der Modifikation mit einem Stahlrad am besten abschneidet. Betrachtet man die Ergebnisse des Millertestes nach ASTM G75-07, so zeigen sich deutliche Vorteile bei den sphärischen Karbiden der Werkstoffe 3, 4 und 5 (Bild 5).

Bild 5: Abträge der Prüfung nach ASTM G75-07 Mil-lertest Dies liegt daran, dass die sphärischen Karbide erst aus der Matrix ausfallen können, wenn die-se tiefer als der Kugelradius ausgewaschen worden ist. Dagegen können die gebrochenen Karbide bereits ausfallen, wenn nur wenig Mat-rixmaterial abgetragen wurde, da sie unregel-mäßig verteilt vorliegen (Bild 6).

Bild 6: Verschleißbild nach dem Millertest (Werkstoff 3 oben, Werkstoff 6 unten)

0

20

40

60

80

100

120

140

1 2 3 4 5 6

Werkstoff

Abt

rag

in m

m³

ASTM G65-04Modifikation StahlradModifikation SchlagradprüfungASTM G75-07

8,80 9,33 7,57 7,79 9,328,05

0

2

4

6

8

10

12

1 2 3 4 5 6

Werkstoff

Abt

rag

in m

m³

DVS 270 32

Betrachtet man den Reibradtest nach ASTM G65-04 (Bild 7), so zeigt sich, dass nicht nur Matrixmaterial bis zum Ausfallen der Karbide abgetragen wird, sondern die Karbide ebenfalls geschädigt werden. Bild 7: Abträge der Prüfung nach ASTM G65-04 Hierbei zeigt sich, dass die WSC eine bessere Anbindung an die Matrix besitzen, was im Auflö-sungssaum deutlich wird (Bild 8) [4].

Bild 8: Querschliffe der Prüfung nach ASTM G65-04 (Werkstoff 3 oben, Werkstoff 6 unten)

Die WC werden schneller aus der Matrix he-rausgerissen, da hier diese Anbindung fehlt. Zu-dem ist es spröder als die WSC und bricht daher im verstärkten Maße. Werkstoff 5 zeigt den höchsten Abtrag. Das liegt in der Größe der Karbide begründet, da hier die Zwischenräume zwischen den einzelnen Karbiden teilweise grö-ßer als die Korngröße des verwendeten Abra-sivgutes sind. Somit kann der Quarzsand mit dem kompletten Umfang die Matrix herauslösen, was zu einem verstärkten Ausfallen der sphäri-schen Karbide führt. Im Vergleich zu den anderen Prüfungen verur-sacht der Reibradtest mit Stahlrad die höchsten Materialabträge (Bild 9). Bild 9: Abträge der Prüfung Stahlrad Auf Grund der harten Oberfläche des Stahlrades wird hierbei im Vergleich mit ASTM G65-04 ein Eindrücken des Abrasivgutes in das Rad verhin-dert. Das führt einerseits zu einer höheren An-presskraft des Sandes im Kontakt und damit einhergehend einer höheren Zerstörung der Karbide und andererseits wird das Abrasivgut zermahlen. Dadurch wird die Matrix auch bei kleinen Abständen der Karbide stark ausgewa-schen, was zu den hohen Abträgen der Werk-stoffe 1, 2 und 3 führt. Werkstoff 4 zeigt sehr ausgeprägte Auflösungserscheinungen, so dass hier die Karbide nur schwach an die Matrix an-gebunden sind und somit ein schnelles Heraus-trennen möglich ist. Werkstoff 5 weist den ge-ringsten Abtrag auf, was an den großen WSC liegt (Bild 10). Diese sind schwieriger zu zerstö-ren und verbleiben auf Grund ihres großen Durchmessers länger in der Matrix.

10,22 11,49 14,37 20,38 20,1237,33

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

1 2 3 4 5 6

Werkstoff

Abt

rag

in m

m³

86,92 101,92 90,52 119,97 126,0174,74

0

20

40

60

80

100

120

140

1 2 3 4 5 6

Werkstoff

Abt

rag

in m

m³

DVS 270 33

Bild 10: Querschliffe der Prüfung Stahlrad (Werkstoff 5 oben, Werkstoff 4 unten) Der Schlagradtest zeigt ein deutlich anderes Verschleißbild (Bild 12) als die reinen Abrasions-tests. Dieses macht sich auch in den Ver-schleißbeträgen bemerkbar (Bild 11). Bild 11: Abträge der Prüfung Schlagrad

Hierbei zeigt sich, dass die sphärischen WSC besser abschneiden, als die gebrochenen WSC und WC. Bild 12: Verschleißbild der Prüfung Schlagradtest (Werkstoff 3 oben, Werkstoff 6 unten) Auf Grund der höheren Sprödigkeit von WC liegt Werkstoff 6 im Abtrag über den übrigen Werk-stoffen. Die Karbide fragmentieren sehr stark, so dass diese kaum dem Verschleißschutz dienen (Bild 12) Die Werkstoffe 3 und 4 schneiden bei dieser Prüfung am besten ab, da hier die sphäri-schen Karbide zwar wie die gebrochenen zer-trümmert werden, allerdings fallen die Kugeln nicht so schnell aus der Matrix aus (Bild 13). Dies liegt zum einen an der höheren Zähigkeit der sphärischen Karbide, zum anderen an der Form der Karbide. Die Matrix selber wird hier weniger angegriffen, da die abrasive Komponen-te der Belastung einen geringeren Anteil besitzt.

5,99 7,04 4,12 4,06 15,785,44

0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

1 2 3 4 5 6

Werkstoff

Abt

rag

in m

m³

DVS 270 34

Bild 13: Querschliffe der Prüfung Schlagrad (Werk-stoff 4 oben, Werkstoff 1 unten) 4 Zusammenfassung Die Untersuchungen zeigen deutlich wie unter-schiedlich Werkstoffe auf verschiedene Belas-tungsarten und den damit verbundenen ver-schiedenen Verschleißmechanismen reagieren. Daher ist die Analyse eines Tribosystems und der daraus abgeleiteten angepassten Prü-fungsmethodik unerlässlich, wenn eine Werk-stoffauswahl in Bezug auf die Optimierung der Standzeit von Maschinen- und Anlagenkompo-nenten getroffen werden soll. Ebenso wichtig ist der Einfluss der Generierung von Verschleiß-schutzschichten, da hier die Anbindung der Kar-bide an die Matrix festgelegt wird. Je nach Energieeintrag ergibt sich ein mehr oder weniger ausgeprägter Auflösungssaum bzw. eine Auflö-sung der Karbide. Eine entscheidende Rolle spielen die Größe und der Zeilenabstand der Karbide, da sich damit je nach Verschleißprü-fung die Abträge massiv verändern.

Betrachtet man die Ergebnisse des Reibradtes-tes nach ASTM G65-04, so liegen hier die ge-brochenen WSC deutlich besser im Abtrag als die sphärischen WSC. Dieses Ergebnis dreht sich allerdings um, wenn man die Untersuchun-gen der Prüfung Schlagrad betrachtet. Die Kombination aus schlagender/stoßender und abrasiver Belastung zerstört die gebrochenen WSC deutlich mehr als, die sphärischen WSC, was sich im geringeren Abtrag bemerkbar macht. Zudem erkennt man deutliche Nachteile der gebrochenen WC. Diese zeigen bei den Prü-fungen Stahlrad und Schlagrad einen erhöhten Abtrag, was in ihrer Sprödigkeit begründet liegt. Betrachtet man die zusätzlich aufgekohlten Werkstoffe 1 und 3, so zeigen sich in nahezu al-len Verschleißprüfungen Vorteile gegenüber den vergleichbaren Werkstoffen 2 bzw. 4 und 5.

5 Literatur [1] Uetz, H.: Abrasion und Erosion, Carl Hanser

Verlag München, 1986

[2] Schreiber, F.: Mobiles Plasma-Pulver-Handauftragschweißen: Erfahrungen aus der Praxis, Tagungsband ITSC 2002 Inter-national Thermal Spray Conference and Exposition, 2002

[3] Annual book of ASTM Standards 2008: Vol-ume 03.02, Corrosion of metals, wear and erosion, 2008

[4] Böbe, A., Hübner, A. Martinek, I.: Untersu-chungen zum Einfluss unterschiedlicher Wolframcarbidarten auf die Abrasionsbes-tändigkeit von Auftragschweißungen, Ta-gungsband 30. Assistentenseminar Füge- und Schweißtechnik, DVS-Berichte Band 268, 2010

DVS 270 35

Elektronenstrahlstrukturierung von Titanwerkstoffen für medizinische Anwendungen – Potenzial für ein verbessertes Knocheneinwachsverhalten U. Reisgen, S. Olschok, Ch. Otten, RWTH Aachen University, Institut für Schweiß- und Füge-technik (ISF), C. Panfil und H. Fischer, RWTH Aachen University, Lehr- und Forschungsgebiet Zahnärztliche Werkstoffkunde und Biomaterialforschung (ZWBF)

Im Rahmen eines Pathfinderprojektes der RWTH Aachen sollen in interdisziplinarer Zusammenar-beit zwischen dem Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik und dem Lehr- und Forschungsge-biet Zahnärztliche Werkstoffkunde und Biomaterialforschung neuartige Strukturen zum verbesser-ten Zellenwachstum auf Titanlegierungen entwickelt werden. Die Texturierung der Ø10 mm großen Plättchen erfolgte durch ein zum Schweißen umgebautes Rasterelektronenmikroskop (REM). Vor-untersuchungen haben gezeigt, dass eine vermehrte Bildung von Adhäsionsproteinen bei Struk-turerhöhungen von 20 μm stattfinden. In Parameterstudien wurden die optimalen Einstellgrößen identifiziert und deren Einflüsse auf die Strukturausbildung dargestellt. Durch Topographiemes-sungen mit einem konfokalen Oberflächenmikroskop konnte die Höhe verifiziert werden. Weiter konnte dadurch eine verbesserte Visualisierung des für dieses Verfahren typischen Materialtrans-ports dargestellt werden. In Härtemessungen konnte gezeigt werden, dass die Strukturen den glei-chen Vickershärte Wert wie das nicht aufgeschmolzene Grundmaterial besitzen.

1 Einleitung In der Endoprothetik werden seit vielen Jahren hochfeste lasttragende Biowerkstoffe einge-setzt. Für Endoprothesenschäfte hat sich in-sbesondere Titan aufgrund seiner günstigen mechanischen Eigenschaften (geringer E-Modul bei hoher Dauerfestigkeit) bewährt. Wer-den gerade bei jungen Patienten zementlos Titanprotheseschäfte in den Oberschenkelkno-chen implantiert, so ist ein schnelles und dauerhaftes Anwachsen des Knochens an die Werkstoffoberfläche von hoher Wichtigkeit. In der Interaktion zwischen Hartgewebezellen und Implantatoberfläche spielen insbesondere spe-zifische Struktur- und Adhäsionsproteine, die das Adhäsionsverhalten der Zellen steuern, eine besondere Rolle. Die Mikrostruktur der Implantats-oberfläche hat dabei starken Ein-fluss auf die Bildung dieser Proteine durch die angrenzenden Zellen. Durch eine gezielte Tex-turierung der Oberfläche sollte daher die Ver-wachsung des Implantates mit dem umliegen-den Gewebe optimierbar sein.

Auf die Mikrostruktur von Titanoberflächen kann mit Hilfe verschiedener Verfahren Einfluss ge-nommen werden, wie z. B. durch das Laser-strahlstrukturieren, punktuelles Texturieren mit dem Elektronenstrahl oder das Strukturieren durch Ätzprozesse. Die Materialbearbeitung mittels Elektronenstrahl im Vakuum wird seit vielen Jahren erfolgreich z. B. zum Schweißen, Härten oder Beschichten eingesetzt. Gerade die Materialbearbeitung im Vakuum bringt Vor-teile mit sich, da hier die Probleme der hohen Affinität zu Sauerstoff bei Titan u. ä. nicht auf-treten

2 Stand der Technik

2.1 Biologische Reaktion In der Chirurgie, Implantologie und Parodonto-logie wird als Goldstandard auf autologes, also körpereigenes Knochenmaterial zurückgegrif-fen. Der Einsatz von synthetisch hergestellten Knochenersatzstoffen gerade bei großen Kno-chendefekten nimmt allerdings als attraktive Alternative einen immer höheren Stellenwert ein.

DVS 270 36

Die Anforderungen an ein ideales Knochener-satzmaterial sind jedoch hoch. Dies sind:

� Biokompatibilität

� Osteoinduktion (-promotion)/ Osteokon-duktion

� Porosität

� Belastungsstabilität

� Je nach Applikation ggf. Resorbierbar-keit

� Formbarkeit

� Sterilität

� stabile, langfristige Integration von Im-plantaten

Für eine optimale Osseointegration, also das Anwachsen und Anheften der knochenbilden-den Zellen, ist nicht nur die Chemie des Werk-stoffes, sondern auch die Oberflächenstruktur von entscheidender Bedeutung.

Die biologische Reaktion und damit die grund-legende Eignung eines Materials als Implantat wird zunächst in der Zellkultur getestet.

Als besonders geeignet erweisen sich hierfür die humanen mesenchymalen Stammzellen, deren Differenzierungsverhalten in Abhängig-keit von Chemie und Struktur des Implantat-werkstoffs im Detail untersucht werden kann.

Im Labor werden diese Zellen auf das zu unter-suchende Substrat aufgebracht und dazu ange-regt, sich auf dem fremden, strukturierten Ge-rüst anzusiedeln und z. B. zu knochenbildenden Zellen zu differenzieren.

Für die Knochen-Neubildung charakteristische Marker sind beispielsweise mineralische Cal-ciumeinlagerungen oder bestimmte Adhäsions-proteine. Das Vorhandensein dieser Substan-zen dient daher als Indikator für den Prozess des Knochenaufbaus.

2.2 Oberflächenstrukturieren Mit den Strahlschweißverfahren Laser- und Elektronenstrahl ist es möglich sehr schmale und tiefe Schweißnähte zu generieren. Dies ist möglich, da der Werkstoff nicht nur geschmol-zen, sondern teilweise verdampft wird. Es bildet

sich eine Dampfkapillare, das so genannte Keyhole. Die Kapillare wird von einem Schmelzmantel umgeben. Bei einer Relativbe-wegung zwischen dem Strahl und dem Werk-stück umfließt das flüssige Material den Dampf-kanal und erstarrt wieder. Durch die wirkenden Kräfte in der Dampfkapillare und der Vorschub-geschwindigkeit unterliegt die Schmelze einer Strömung. Es entsteht ein Materialtransport aus dem eine Materialanhäufung zu Beginn der Naht und der Endkrater resultieren [1].

Abbildung 1: Schematische Darstellung Oberflä-chenstrukturieren von drei Wiederholungen

In der Abbildung 1 ist das Verfahren schema-tisch dargestellt. Es ist zu erkennen, dass der Materialtransport entgegengesetzt der Schweißrichtung stattfindet. Die Frequenz, in der der Elektronenstrahl die programmierte Bahn abfährt, muss so gewählt werden, dass das flüssige Material genügend Zeit zum erstar-ren hat.

Das mehrmalige hochfrequentierte Strahlaus-lenken über einer Bahn führt dazu, dass der Endkrater immer tiefer wird und sich am Naht-anfang die erstarrte Schmelze weiter aufbaut [2]. Der Teil, der durch den Elektronenstrahl verdampft wird, ist hierbei zu vernachlässigen.

3 Versuchsprogramm und Vor-versuche am modifizierten REM

Das verwendete modifizierte Rasterelektro-nenmikroskop (REM) verfügt über eine Be-schleunigungsspannung von 30 kV und einem maximalen Strahlstrom von 0,2 mA, voraus

DVS 270 37

eine Maximalleistung von 6 W resultiert. Der Strahldurchmesser beträgt oberflächenfokus-siert 20 μm.

Die Strahlablenkung erfolgt über einen Funkti-onsgenerator der Firma proBeam. Zur Erstel-lung der Erhöhungen wurde eine Strahlfigur in x-Anordnung gewählt, wobei der Strahl vom Zentrum aus in die vier Richtungen ausgelenkt wird. Die Programmierung der einzelnen Strahl-figuren erfolgte mit einem Tabellenkalkulations-programm. Die Primär- und Sekundärauslen-kung für einen 3x3 Block ist in der Abbildung 2 zu sehen.

Abbildung 2: Strahlfigur für die Primär- und Sekun-därauslenkung

Nach der Programmierung wurden die Figuren in den Funktionsgenerator geladen und dort überlagert.

Im Folgenden werden die Einstellparameter beschrieben. Die Amplitudenspannung (Ax,y) bestimmt die Größe der Strahlfigur. Da diese in Volt angegeben ist musste in Vorversuchen eine Übertragung ins metrische System erfol-gen. Die Frequenz (f) der überlagerten Figuren ist mit dem Strahlstrom (I) maßgeblich für das Ausbilden der Einzelstrukturen verantwortlich. Für den Strahlstrom wird zur besseren Darstel-lung nicht der Eingangswert angegeben, son-dern die Stromstärke welche am Bauteil an-kommt. Die Aufbaudauer (t) bestimmt die Höhe der Strukturen.

Als Werkstoff wurde eine Titanlegierung ver-wendet, welche bereits in der Medizintechnik für Prothesen eingesetzt wird. Titan ist biokom-patibel und wegen seiner hochschmelzenden, dichten Oxidschicht (TiO2) gegen außerordent-lich viele Medien korrosionsbeständig [3].

Abbildung 3: x-Struktur bei 1000facher Vergröße-rung

In der Abbildung 3 ist eine der ersten Strahlfigu-ren mit der x-Struktur dargestellt. Bei diesen ersten Versuchen wurde ohne Figurüberlage-rung gearbeitet. Die Einstellparameter wurden dabei willkürlich gewählt. Die Vermessung der Figur hat gezeigt, dass sie für die geplante An-wendung viel zu groß ist. Eine Reduzierung aller Parameter wurde somit nötig. Ein weiteres Problem besteht darin, die Reproduzierbarkeit zu gewährleisten, denn der Strahlstrom muss bei verwendeten REM per Handregler hochge-fahren werden.

Um diesen Fehler ausschließen zu können wurden im Folgenden 3 x 3 und 4 x 4 Struktu-ren erstellt. Da die Figuren bei dieser Schweiß-strategie nacheinander aufgebaut wurden, konnte hier gewährleistet werden, dass nur die Startfigur eine Beeinflussung durch den Bedie-ner erfährt. Die anderen Figuren wurden mit konstanten Parametern erstellt. Die Abbildung 4 zeigt eine 3x3 Struktur. Deutlich ist die Ausbil-dung der Startfigur zu erkennen. Die weiteren Figuren besitzen eine gleichmäßige Ausbil-dung.

Die Parametergrößen wurden dazu deutlich verringert. Da vor diesen Versuchen jedoch noch keine Umrechnung zwischen Volt und Mikrometer stattgefunden hat, wurden für die Abstände wieder willkürliche Parameter ge-wählt. Hierbei ist zu erkennen, dass sich die Strukturen berühren und dadurch hohe Vertie-fungen entstehen. Nach dem Vermessen der Struktur konnte eine Korrelation zwischen Volt und Mikrometer erfolgen.

DVS 270 38

Abbildung 4 Struktur 3x3 bei 750-, 1000- und 2000facher Vergrößerung

Der Strahlstrom und die Frequenz bestimmen die Aufbaudauer. Da für die gezeigten Versu-che bereits nahezu die vollständige Leistung des REM´s verwendet wird, muss um eine Pro-duktivitätssteigerung zu erzielen, die Frequenz erhöht werden. In der Abbildung 5 ist zu erken-nen, dass mit einer Steigerung der Frequenz die Strukturen ungleichmäßiger ausgebildet werden. Durch die erhöhte Frequenz wird der Schmelze nicht die benötige Zeit zum Erstarren gegeben, weshalb es zu den Unregelmäßigkei-ten der Struktur und dem Bereich unmittelbar neben der Struktur kommt.

Abbildung 5: Einfluss der Frequnz auf die Ausbil-dung die Strahlfigur

4 Ergebnisse der Struktur-versuche

Die x-Anordnung der Primärfigur wurde auch für die Erstellung der weiteren Strukturen ver-wendet. Die Abstände und Höhe der Strukturen sind zusammen mit dem Lehr und Forschungs-gebiet Zahnärztliche Werkstoffkunde und Bio-materialforschung entwickelt wurden.

Abbildung 6: Abstände, Höhe und Durchmesser der geplanten Strukturen

In Vorversuchen konnten mit einer 20 μm Höhe der Struktur eine vermehrte Bildung von mine-ralischen Calciumeinlagerungen oder Adhäsi-onsproteinen wie Aktin und Integrin erzielt wer-den. Um eine genaue Aussage über den Ein-fluss des Abstandes zu treffen wurden Struk-turabstände von 40 μm, 80 μm und 160 μm festgelegt. Die Durchmesser waren dabei von sekundärer Bedeutung.

Abbildung 7: Abstand 80 μm bei 650fachen Ver-größerung

Ziel war es die Primärstruktur für alle drei Ab-stände verwenden zu können. Dazu wurde un-tersucht welche Amplitude mindestens erforder-lich ist um die 20 μm Aufbauhöhe in der Mitte zu erreichen. In der Abbildung 7 ist der Abstand II dargestellt. Als Stromstärke wurden 50 μA verwendet. Die Frequenz betrug 40 Hz und die Aufbaudauer lag bei 80 s (5 s pro Struktur).

DVS 270 39

Es ist eine sehr gleichmäßige Strukturierung zu erkennen welche in x-Richtung auch den vor-gegebenen Abstand besitzt. In y-Richtung ist eine geringe Abweichung zu erkennen, welche reproduzierbar war und somit in den weiteren Versuchen durch einen Korrekturfaktor vermie-den werden konnte. Ein Durchmesser von 30 μm wurde gemessen, welcher innerhalb der Vorgaben liegt. Durch die Oberflächenspan-nung und die geringe Frequenz sind sehr runde und glatte Oberflächen der Strukturerhöhung möglich (Abbildung 8).

Die zweidimensionalen Abstände konnten über eine kalibrierte Messfunktion im REM bestimmt werden. In ersten Versuchen wurden, um die Höhe bestimmen zu können, die Titanplättchen um 90° gedreht. Zur genauen Bestimmung der Strukturhöhe wurden Messungen an einem hochgenauen konfokalen Oberflächenmikros-kop durchgeführt. Die 2- und 3-dimensionalen Messergebnisse sind in der Abbildung 9 zu sehen.

Abbildung 8 Abstand 80 μm bei 3000facher Ver-größerung

In der oberen Abbildung sind die unterschiedli-chen Höhenprofile farblich gekennzeichnet. Es ist zu erkennen, dass die Strukturhöhe von 20 μm reproduzierbar dargestellt werden kann.

In der dreidimensionalen Darstellung ist der Materialtransport beim Oberflächenstrukturieren mit Elektronenstrahl sehr deutlich zu erkennen. Die Erhöhung ist von einer signifikanten Vertie-

fung ins Werkstück umgeben. Diese erreicht in ihren maximalen Werten eine Tiefe von 12 μm, was ca. der der Hälfte der Erhöhung entspricht.

Abbildung 9: Topographiemessung mit einem kon-fokalen Oberflächenmikroskop in 2- und 3-dimensionaler Darstellung

Welches Verhalten dieser Effekt auf das Adhä-sions- und Differenzierungsverhalten der Stammzellen besitzt muss in den Zellkulturun-tersuchungen im Detail analysiert werden.

Das Ziel des Pathfinderprojektes ist es Titan-plättchen mit einem Durchmesser von 10 mm nahezu vollständig zu texturieren. Bei der bis dato verfolgten Strategie war dies nur mit sehr hohem Zeitaufwand möglich. In den voran ge-gangenen Versuchen wurden die einzelnen Erhöhungen nacheinander, mit Aufbaudauern von 3-10 Sekunden strukturiert. Die Strukturie-rung eines Titanplättchen würde so mehrere Stunden in Anspruch nehmen.

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Abbildung 10: Abstand 40 μm bei 84-, 450- und 1600facher Vergrößerung

Die Erhöhung der Primärfrequenz verursacht zwar eine unerwünschte hohe Rauigkeit der Oberfläche, ist jedoch die einzige Möglichkeit die Gesamtaufbaudauer zu reduzieren (Abbildung 5). Um die Energie und damit die Wärme gezielter einbringen zu können, werden die Strukturen nicht mehr nacheinander son-dern mittels Mehrstrahltechnik parallel erzeugt. Dazu verweilt der Elektronenstrahl nur noch wenige Zehntelsekunden pro Struktur. Im Ge-genzug wird die Sekundärfigur mehrmals wie-derholt, um so ausreichend Material zu trans-portieren. Weiter wurde auch die am REM ein-gestellte Vergrößerung von 100fach auf den, für das Schweißen maximalen Wert von 27fach verringert. Durch diesen Schritt konnte der po-tentielle Schweißbereich auf 2,5 mm² vergrö-ßert werde (Abbildung 10).

Die Aufbaudauer konnte so, für ein 20 x 20 Strukturfeld von 33 min auf 12 min reduziert werden. Weiter ist in den Aufnahmen zu erken-nen, dass die Primärfiguren sich bei dem 40 μm Abstand berühren. In weiteren Untersuchungen soll die Primärfigur weiter verkleinert werden

um auch den 40 μm Abstand ohne gegenseitige Beeinflussung herstellen zu können. In der 1600fachen Vergrößerung ist an den Ausläu-fern der x-Struktur gut zu erkennen, dass vier Wiederholungen gefahren wurden. Eine Be-gründung weshalb dieser Effekt bei der ande-ren Schweißstrategie nicht auftritt könnte darin begründet sein, dass das Material in diesem Fall wieder vollständig erstarrt, bevor es durch den Elektronenstrahl wieder geschmolzen wird.

In einer weiteren Untersuchung wurde die Härte der Struktur im Vergleich zu der des Grund-werkstoffes gemessen, Abbildung 11.

Abbildung 11: Härtemessung Vickers HV 0,01 der Struktur und des Grundwerkstoffes

Es wird gezeigt, dass die Strukturen nahezu die gleichen Härtewerte aufweisen wie das Titan-plättchen. Bei der verwendeten Legierung han-delt es sich um ein hochlegierte (�+�)-Legierung. Der Anteil des �-stabilisierenden Vanadiums ist sehr gering, so dass von einer Nah-�-Legierung gesprochen wird. Die �-Phase besitzt eine hdP Gitterstruktur, abhängig von der Menge der �-stabilisierenden Elemente bildet sich bei höheren Temperaturen die �-Phase. Die verwendete Legierung ist somit umwandlungsfähig und damit wärmebehandel-bar. Durch das rasche Abkühlen dieser Legie-rung sollte sich ein Martensit- ähnliches Gefüge einstellen. Gefügeuntersuchungen müssen klä-ren, warum es nicht zu einer Aufhärtung ge-kommen ist [3].

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5 Literatur [1] Dilthey, U.: Schweißtechnische Fertigungs-

verfahren 1 – Schweiß- und Schneidtech-nologien, 3.,bearbeitet Auflag, Springer Verlag, Berlin, 2006

[2] Bruce, G.: Surface structuring using power beams; a review of recent laser and EB process developments, , 8 Internationale Konferenz Strahltechnik in Halle, DVS-Verlag, 2010

[3] Schulze, G.: Die Metallurgie des Schwei-ßens, Eisenwerkstoffe-Nichteisemetallsiche Werkstoffe, Dritte, neu bearbeitete und er-weiterte Auflage, Springer Verlag, Berlin, 2003

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Möglichkeiten der Eigenspannungsmessung mittels Neu-tronendiffraktometrie U. Reisgen, L. Stein, R. Sharma, J. Husemann, RWTH Aachen University, Institut für Schweiß- und Fügetechnik (ISF), und M. Hofmann, FRM II, Garching

Die Eigenspannungsmessung mittels Neutronendiffraktometrie ermöglicht es, in Werkstücktiefen von bis zu 20 mm den Spannungs-/Dehnungszustand zerstörungsfrei zu ermitteln. Deshalb stellt die Neutronendiffraktometrie insbesondere für grundlegende Untersuchungen zur Verbesserung des Verständnisses der Heißrissbildung beim Schweißen von austenitischen Werkstoffen ein wichtiges Werkzeug dar. Für die Rissentstehung im Hochtemperaturbereich sind u. a. temperatur-induzierte Dehnungen bei gleichzeitig herabgesetzter Verformbarkeit verantwortlich. Um diese zu bestimmen können Eigenspannungsmessungen mittels Neutronendiffraktometrie durchgeführt werden.

1. Theoretische Grundlagen

1.1 Grundlagen der Eigenspannungen

Unter Eigenspannungen versteht man mecha-nische Spannungen im Inneren des Werk-stücks, die ohne die Einwirkung äußerer Kräfte oder Momente in einem Werkstück vorhanden sind. Alle resultierenden Kräfte und Momente im Inneren des Werkstücks sind im Gleichge-wicht. Eigenspannungen sind immer Folge in-homogen verteilter, elastischer und plastischer Verformung. Es existieren verschiedene Konzepte zur Eintei-lung von Eigenspannungen. Eines ist die Eintei-lung nach ihrer örtlichen Ausdehnung. Dabei unterscheidet man: � Eigenspannungen I. Art: Spannungen, die

über einen größeren Werkstoffbereich ver-teilt sind (Makroeigenspannungen, sie wer-den über mehrere Körner gemittelt)

� Eigenspannungen II. Art: Spannungen, die über kleine Bereiche verteilt sind (Mikroei-genspannungen, sie sind in einem Kristallit verteilt im Gleichgewicht)

� Eigenspannungen III. Art: Spannungen, die über kleinste Materialbereiche verteilt sind (Mikroeigenspannungen, sie wirken im Be-reich eines einzelnen Korns)

Eine weitere Einteilung der Eigenspannungen kann nach ihrer Entstehung vorgenommen werden. Man unterscheidet z.B. thermische Ei-genspannungen, durch Umformung bedingte

Eigenspannungen und Spannungen, die durch Phasenumwandlungen entstehen. Eigenspannungen sind dann bedenklich, wenn sie unbeabsichtigt in ein Bauteil eingebracht werden. Sie überlagern sich mit den Betriebs-spannungen und können, wenn sie nicht be-rücksichtigt werden, zu einer Schädigung füh-ren. Thermische Eigenspannungen, die wäh-rend des Schweißens in ein Bauteil eingebracht werden, führen zu Verzug. Neben ungewollten Eigenspannungen, können Spannungen aber auch gezielt eingebracht werden, um so die Bauteileigenschaften zu verbessern. So steigern z.B. Druckeigenspan-nungen in der Randschicht von technischen Federn (z.B. Achs- oder Ventilfedern in Fahr-zeugen) die Lebensdauer bei schwingender Be-lastung. Durch die Druckeigenspannungen wird das Risswachstum verlangsamt oder ganz ge-stoppt. [1], [2] 1.2 Grundlagen der Elastizitätstheorie

Die Bestimung des Eigenspannungszustandes mittels Neutronendiffraktometrie beruht auf den Elastizitätseigenschaften der Metalle. Durch die Diffraktometrie wird lediglich der Gitterabstand zwischen zwei unterschiedlichen Gitterebenen im Metall gemessen und mit dem unverspannten Gitter verglichen. Daraus lässt sich dann auf Basis der Elastizitätstheorie der Spannungszustand eines Bauteils berechnen. Im Folgenden werden zum besseren Verständnis kurz die notwendigen Grundlagen

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der Elastizitätstheorie am Beispiel eines kleinen Volumenelements erläutert, siehe auch Bild 1. Spannung Wirkt eine Kraft F senkrecht auf eine Fläche A des Volumenelements, ergibt sich ausschließ-lich ein Normalspannungsanteil. Der Span-nungszustand kann dann durch die folgende Formel beschrieben werden:

AFi

ij �� (1)

Bild 1: Volumenelement zur Definition eines Span-nungstensors

Die Indizes der Spannung sind jeweils den Raumrichtungen, wie in Bild 1 aufgezeichnet, zugeordnet. Daraus ergeben sich 9 Span-nungskomponenten für den dreidimensionalen Spannungszustand. Die Komponenten können in einem Spannungstensor � 2. Stufe ge-schrieben werden. Durch die Symmetrien

jiij �� lassen sich die Komponenten auf 6 Unabhängige reduzieren. Weiter ist es möglich für jeden Spannungstensor ein Koordinatensys-tem anzugeben, in welchem nur Hauptspan-nungen in x-, y-, und z-Richtung wirken. Da-durch lässt sich der Tensor auf die drei Haupt-spannungskomponenten vereinfachen:

��

��

�

�

zz

yy

XX

��

�� 0

0

0

0

00 (2)

Dehnungen Bei der Belastung eines Bauteils verschieben sich einzelne Punkte in diesem Bauteil um eine bestimmte Strecke. Im elastischen Fall ist diese Verschiebung reversibel. Die Verschiebung in Richtung der Normalkraft lässt sich folgender-maßen über die Längenänderung beschreiben:

00

0xx l

ll

ll ��

�� (3)

Ähnlich wie bei den Spannungen ist es möglich den dreidimensionalen Dehnungszustand in ei-nem Tensor 2. Stufe zu beschreiben. Zusätzlich zur Längenänderung in Normalrich-tung wird auch immer eine Dehnung in Quer-richtung induziert. Sie ist über die Querkontrak-tions- oder Possionzahl definiert:

�� quer (4)

Im Fall einer einachsigen, elastischen Dehnung lässt sich der Zusammenhang zwischen Span-nung und Dehnung durch das Hookesche Ge-setz folgendermaßen darstellen:

�� E� (5)

Als nächstes soll der dreidimensionale Fall be-trachtet werden. Aus den Formeln (3) und (4) ergibt sich, dass eine Komponente des Span-nungstensors mehrere Komponenten des Deh-nungstensors beeinflusst. Mathematisch lässt sich der Zusammenhang folgendermaßen dar-stellen:

klijklij C �� (6)

Bei dem Tensor Cijkl handelt es sich um den so-genannten Steifigkeitstensor mit 81 Komponen-ten, der die Werkstoffkennwerte für elastisches verhalten enthält. Aufgrund von Gleichgewichts-, Kompatibilitäts- und Energiebetrachtungen sowie den Symmet-rieeigenschaften des Kristallgitters lässt sich die Anzahl der Tensorkomponenten deutlich ver-ringern. Im Fall eines isotropen, kubischen Git-ters lässt sich der Spannungszustand nur mit E-Modul und Querkontraktionszahl beschreiben. Betrachtet man ein Koordinatensystem, in wel-chem ausschließlich die Hauptspannungen wir-ken, lässt sich die Abhängigkeit von Spannung und Dehnung folgendermaßen beschreiben:

)](21

[)1(

Ezzyyxxhkl

hkl

xxhkl

hkl

xx ��

��

� ��

��

� (7)

Die Spannungen in die anderen Raumrichtun-gen lassen sich analog zur Formel (7) bestim-men. Es besteht nur noch die Abhängigkeit der Spannungen vom Richtungsabhängigen Elasti-zitätsmodul Ehkl der Gitterebene und der dazu-gehörigen Querkontraktionszahl hkl.[3], [4]

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2. Neutronenerzeugung und Beugungsmessung mittels Neutronenstrahlung

Bei Neutronen handelt es sich um ungeladene Teilchen, die aufgrund ihrer Eigenschaften nur schwache Wechselwirkungen mit Materie ein-gehen. Deshalb haben Neutronen auch eine verhältnismäßig hohe Eindringtiefe in Materia-lien. Die genaue Tiefe ist von der Art des Mate-rials abhängig. In Stahl beträgt die Eindringtie-fe, je nach chemischer Zusammensetzung und Strahlintensität bis zu 20 mm. Neutronen werden entweder Forschungsreakto-ren oder in Spallationsquellen erzeugt. Im Fol-genden sollen die Forschungsreaktoren kurz näher betrachtet werden, da die später be-schriebenen Experimente in einem solchen durchgeführt wurden. Der Neutronenfluss wird durch Kernspaltung und eine anschließende Kettenreaktion der freiwerdenden Neutronen erzeugt. Die Neutronenflussdichte in diesen Reaktoren ist sehr hoch, da sonst aufgrund der geringen Stärke der Wechselwirkungen mit Ma-terie keine deutlichen Messungen erfolgen kön-nen. Deshalb ist auch die Bauform des Reak-torkerns, im Gegensatz zu denen in der Ener-gieerzeugung genutzten, sehr kompakt. Umge-ben ist der Kern von Wasser, welches zur Küh-lung und als Moderator für die Neutronen dient. Im Fall des Forschungsreaktors FRM II der TU-München, in welchem die später beschriebenen Versuche durchgeführt wurden, ist der Reaktor-kern von schwerem Wasser umgeben. Durch die Zusammenstöße der Neutronen mit den Kernen des Wasserstoffs werden die Neutro-nen auf niedrigere Energien moderiert (abge-bremst). Nur so können die Neutronen für For-schungszwecke verwendet werden. [5], [6], [7] Die Messung von Eigenspannungen erfolgt über die sogenannte Beugungsmethode (Diff-raktometrie). Diese Methode ist nicht nur auf die Messung mittels Neutronen beschränkt, sondern auch die Eigenspannungsmessung mittels Röntgenstrahlen beruht auf dem Prinzip der Beugungsmessung. Sie stellt in weiten Be-reichen der wissenschaftlichen Arbeit ein un-verzichtbares Werkszeug zur Aufklärung von Strukturen und Materialien dar. Zur Eigenspan-nungsbestimmung wird, wie schon erwähnt, die

Abweichung des Netzabstandes von einer ei-genspannungsfreien Referenzprobe der glei-chen Materials bestimmt. In Bild 2 ist der prinzipielle Aufbau während der Messung zu sehen.

Bild 2: Prinzipieller Messaufbau der Neutronendiff-raktometrie

Die Neutronen werden über eine Blende auf ei-ne Probe geleitet. Die Blende begrenzt die ein-fallenden Neutronen auf einen bestimmten räumlichen Bereich und kann frei variiert wer-den. Der einfallende Neutronenstrahl wird an einer Netzebene reflektiert. Ein Detektor misst den Beugungswinkel der ausfallenden Neutro-nen. Der Gitterabstand lässt sich über die Braggsche Gleichung berechnen:

�� sind2n hkl �� (8)

Dabei ist n die Beugungsordnung, dhkl der Ab-stand der gemessenen Gitterebene, ist der Beugungswinkel und � die Wellenlänge der ein-fallenden Neutronen. (8) Die Bestimmung der Gitterdehnung erfolgt dann über die Bildung der Differenz zwischen ver-spanntem und unverspanntem Gitter (siehe da-zu auch Formel 3):

1sinsin

ddd

hkl

0

0

0hkl ��

�� (9)

Um den dreidimensionalen Spannungszustand der Proben bestimmen zu können, sind auf Ba-sis der Elastizitätstheorie 6 Messungen in 6 unabhängigen Spannungsrichtungen nötig. Un-ter der Bedingung, der Übereinstimmung von Laborkoordinatensystem und den drei Haupt-

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spannungsrichtungen ist es ausreichend, die Dehnungen in diesen drei Richtungen zu Mes-sen. Der Spannungszustand lässt sich dann, auf Basis der Elastizitätstheorie, mittels Formel (7) berechnen. 3. In-Situ Messung während des

Schweißens Die Messung von Eigenspannungen erfolgt in der Regel erst geraume Zeit nach dem Schweißprozess. So ist es möglich eine Be-trachtung der Festigkeitseigenschaften von Schweißkonstruktionen vorzunehmen. Aller-dings lassen sich viele Fragen zum Erstar-rungsverhalten und zur Verformung nur durch eine unmittelbare Prozessbeobachtung beant-worten. Besondere Anforderungen werden hierbei an die Messmethoden gestellt, da in-nerhalb eines kurzen Zeitfensters, ohne Beeinf-lussung des Schweißprozesses eine Messung erfolgen muss. Außerdem muss es für wissen-schaftlich und technisch relevante Ergebnisse möglich sein, Messungen in einer relativ großen Werkstofftiefe vorzunehmen. Die Methode der Beugungsmessung mittels Neutronen ist für die In-Situ Messung sehr gut geeignet, da sie die genannten Anforderungen erfüllt. Problematisch sind nur die relativ langen Messzeiten, die benötigt werden, um deutliche Reflexe des Beugungswinkels zu messen zu erhalten. Die Motivation zur In-Situ Messung ist die Beo-bachtung des Werkstoffverhaltens bei hohen Temperaturen und somit die Gewinnung ein besseres Verständnis der Bildung von Heißris-sen. Deshalb wurden durch das ISF Eigenspan-nungsmessung während des Schweißens am Forschungsreaktor FRM II der TU München in Garching durchgeführt. Der Versuchsaufbau Wurde dabei dem Messaufbau in Bild 2 ange-passt. Dabei wurde ein WIG-Brenner ortsfest installiert und eine Probe auf einem Lineartisch unter dem Brenner hergeführt. So blieb die rela-tive Position des Brenners zum Messpunkt konstant und die benötigte Messzeit wurde si-chergestellt. Der Brenner dient ausschließlich als Wärmequelle, um das Metall aufzuschmel-zen. Es wurde kein Schweißzusatz zugeführt.

Während des Schweißprozesses wurde an den Oberflächen der jeweiligen Messpunkte die Temperatur mittels Pyrometer gemessen. Bei den verwendeten Proben handelte es sich um Stäbe mit den Abmessungen 20x20x300 mm3 aus einem austenitischen Stahl. Im Be-reich des erstarrten Schweißgutes und der Wärmeeinflusszone wurden Messungen der Gitterdehnungen in unterschiedlichem Abstand von der Schmelzlinie durchgeführt. In Bild 3 ist die Verteilung der Messpunkte zum besseren Verständnis nochmal aufgezeigt.

Bild 3: Verteilung der Messpunkte

Es fanden Messungen in zwei unterschiedli-chen Tiefen, 2 und 5 mm, sowie in zwei ver-schiedenen Abständen von der Mitte der Probe, 3 und 5 mm, statt. Durch die gewählten Mess-punkte lässt sich ein Tiefenprofil der Span-nungsverteilung erstellen. Die Messreihe „Tiefe 5/ Ausmittig 5 mm“ (rote Kennzeichnung) liegt in der Wärmeein-flusszone des Grundwerkstof-fes, alle weiteren im erstarrten Schweißgut. Da es sich bei den Proben laut Herstelleranga-ben um einen Vollaustenit handelt, kann auch nur der Austenitreflex des Beugungswinkels ausgewertet werden. Bei einem ferritischen Werkstoff wäre es dagegen möglich, entweder den Austenit- oder den Ferritreflex zu betrach-ten. Es müssten jeweils alle Messpunkte in den drei verschiedenen Hauptspannungsrichtungen ge-messen werden, um den Spannungszustand zu berechnen. 4. Auswertung der Ergebnisse Wie schon beschrieben, werden die Ergebnisse dieses Experiments über die Bestimmung des Beugungswinkels ausgewertet.

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In Bild 4 ist ein Auszug der Messergebnisse der Experimente aufgetragen. Bei den Messpunk-ten handelt es sich um Messungen quer (trans-versal) zur Schweißrichtung.

Bild 4: Auftragung der Beugungswinkel über dem Abstand zur WIG-Elektrode

Dabei erfolgt eine Auftragung des Beugungs-winkels über dem Abstand zur Elektrode, da diese der feste Bezugspunkt des Experiments ist. Aus den Auszügen der Ergebnisse in Bild 4 lassen sich verschiedene Tendenzen ablesen. Die Beugungswinkel der Messreihen in einer Tiefe von 2 steigen an. Im Gegensatz dazu fal-len die Beugungswinkel in der Tiefe 5 mm, unabhängig vom seitlichen Abstand zur Elekt-rode. Die gemessenen Beugungswinkel werden von zwei Größen beeinflusst. Die eine sind die thermischen Dehnungen durch den ablaufen-den Schweißprozess. Die hohen Temperaturen führen zu kleineren Beugungswinkeln. Die an-dere Größe sind die mechanischen Spannun-gen durch die Erstarrung. Um Aussagen über die grundlegende Fragestellung der Erstarrung treffen zu können, muss der Einfluss der ther-mischen Expansion aus den Messwerten elimi-niert werden. Dazu wird eine weitere Probe des gleichen Materials in einem Ofen homogen er-wärmt und die Beugungswinkel werden gleich-zeitig gemessen. Die Differenz aus dem wäh-rend des Schweißprozesses gemessenen Beu-gungswinkels und des Referenzwertes der ho-mogen erwärmten Probe ergibt den Beugungs-winkel, der nur noch durch die mechanischen Spannungen beeinflusst wird. In Bild 5 sind die korrigierten Ergebnisse aufgetragen. Es ist zu erkennen, dass sich die Beugungs-winkel in der Tiefe 3 mm nach der Eliminierung

des thermischen Einflusses im negativen Be-reich befinden.

Bild 5: Beugungswinkel ohne thermischen Einfluss, transversal

Die gleichen Auswertungen und Korrekturen müssen für die weiteren Raumrichtungen durchgeführt werden. In Bild 6 sind die Beu-gungswinkel, die längs zur Schweißrichtung bestimmt wurden, aufgetragen.

Bild 6: Beugungswinkel ohne thermischen Einfluss, longitudinal

Bei den longitudinal gemessenen Beugungs-winkeln sind auch wieder die beiden gegenläu-figen Tendenzen erkennbar. Allerdings befin-den sich hier keine Beugungswinkel im negati-ven Bereich. Im nächsten Schritt können die Dehnungen be-rechnet werden. Dazu wird die Formel (9) ver-wendet. Der Beugungswinkel im unverspannten Zustand lässt sich aus den Werten der homo-gen erwärmten Probe entnehmen. Leider ist es mit dem aktuellen Versuchsaufbau nicht möglich die Beugungswinkel in die 3. Raumrichtung zu messen und somit den Span-nungszustand komplett zu bestimmen.� ��

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5. Diskussion und Ausblick Auch wenn diese Versuchstechnik vergleich-sweise aufwändig ist, stellt das Verfahren auf-grund der zerstörungsfreien Messung und der Möglichkeit zur In-Situ Messung ein für die schweißtechnische Grundlagenforschung un-verzichtbares Instrument dar. Die deutlichen Tendenzen der Beugungswinkel zeigen, dass sich mit dieser Messmethode das Erstarrungs-verhalten des Schmelzbades untersuchen lässt und die Versuche bereits erste Aussagen zum Spannungsdehnungsverhalten in diesem Be-reich zu lassen. Der nächste Schritt wird die Umrechnung der Beugungswinkel in Dehnungen sein. Die Aus-wertung des Erstarrungsverhaltens ist bis jetzt, aufgrund des Versuchsaufbaus, auf die Be-trachtungen der Dehnungen längs und quer zur Schweißrichtung beschränkt. Um den vollstän-digen Spannungszustand berechnen zu kön-nen, muss in weiteren Versuchen entweder die 3. Raumrichtung gemessen werden, oder eine Abschätzung, durch die Vernachlässigung die-ser, durchgeführt werden. Dazu wird es not-wendig sein, den Versuchsaufbau weiter zu op-timieren und neben theoretischen Betrachtun-gen, weitere Versuche durchzuführen. Beide Möglichkeiten sollen in Zukunft weiter unter-sucht werden. Weiteres Verbesserungspotential bietet auch die Messung der Temperatur mittels Pyrometer. Die Messung erfolgt ausschließlich an der Oberfläche. Eine genaue Bestimmung der vom thermischen Einfluss korrigierten Beugungs-winkel ist nur dann sinnvoll möglich, wenn prä-zise Kenntnisse der örtlichen Temperaturvertei-lung um das Schmelzbad vorliegen. Eine Mög-lichkeit zur genaueren Bestimmung der lokalen Temperaturverteilung ist die Simulation. In Zukunft soll desweiteren eine Umrüstung der Versuchseinrichtungen auf das UP-Verfahren erfolgen. So ist es möglich, Vergleiche des Er-starrungsverhaltens zwischen verschiedenen Schweißverfahren zu erhalten. Danksagung: Die Experimente finden im Rahmen des DFG-Projektes „Untersuchung des Einflusses zusätz-licher Kaltdrahtzufuhr beim Unterpulverschwei-

ßen auf die Heißrissanfälligkeit von austeniti-schen Werkstoffen“ statt (RE 2755/13-1). Für die Unterstützung durch die DFG sei gedankt. Literatur: [1] Dilthey, U. Schweißtechnische Fertigungs-

verfahren Band 2. Düsseldorf : VDI-Verlag, 1995.

[2] E. Roos, K. Maile. Werkstoffkunde für Inge-nieure. Berlin Heidelberg : Springer-Verlag, 2008.

[3] J. Rösler, H., Harders und M., Bäker. Mechanisches Verhalten der Werkstoffe. Wiesbaden : Vieweg, 2008.

[4] N. N. Eigenspannungsanalyse mit Neutro-nen am STRESS-SPEC. Physikalisches Fortgeschrittenenpraktikum der TU Mün-chen. München : s.n., 2009.

[5] Forschungsneutronenquelle Heinz Maier-Leibnitz. www.frm2.tum.de. www.frm2.tum.de. [Online] Technische Universität München. www.frm2.tum.de.

[6] Helmholtz-Zentrum Berlin. www.helmholtz-berlin.de. www.helmholtz-berlin.de. [Online] Helmholtz-Zentrum Berlin für Materialien und Energie . www.helmholtz-berlin.de.

[7]. Zeising, H. FRM II: Nutzung der Neutronenquellle für Forschung, Medizin und Gewerbe. [Buchverf.] N.N. Internatio-nales Symposium Strahlenschutz. s.l. : TÜV Akademie, 2003.

[8] Mayer, H.M., Pyzalla, A. und Reimers, W. Construction of the Material Science Neutron Diffractometer STRESS-SPEC. [Buchverf.] N.N. Proceedings of the Fifth European Conference on Residual Stresses. Uetikon-Zürich : Trans Tech Publ., 2000, Bde. 347-349.

[9] Woo, W., Feng, Z. und Wang, X.-L. In situ neutron diffraction measurement of temperature and stresse during friction stir welding of 6061-T6 aluminium alloy. Science and Technologie of Welding and Joining. 2007, Bd. Vol. 12, No. 4.

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Einsatz von Strukturschäumen zur Beulsteifigkeits-verbesserung bei dünnen Blechstrukturen E. Ince, M. Vogt und K. Dilger; Institut für Füge- und Schweißtechnik, TU Braunschweig Im Zuge des Leichtbaus finden Strukturschäume vermehrten Einsatz in vielen Industriebranchen, wie z.B. im Automobilbau. Hier dienen sie zur Gewichtsreduzierung der Fahrzeugstrukturen und bewirken eine geringere CO2-Emission und somit einen geringeren Kraftstoffverbrauch. Gleichzei-tig können sie die Fahrzeugeigenschaften sowie die aktive und passive Insassensicherheit erhö-hen. So können Strukturschäume sowohl zur Steifigkeitsverbesserung von Blechstrukturen und Profilen als auch zur Energieabsorption von Tragkonstruktionen im Crashfall eingesetzt werden. Je nach Anwendung werden sie für schwingende, quasistatische oder schlagartige Beanspruchungen ausgelegt. Im Falle des Einsatzes zur Steifigkeitsverbesserung finden neben flächenhaft vorberei-teten 2D-Matten (engl. patches) auch vorgeformte 3D-Elemente ihre Anwendung. 1. Einleitung

1.1. Strukturschäume Strukturschäume dienen in erster Linie der Gewichtsreduktion bei gleichzeitiger Auf-rechterhaltung hoher Steifigkeiten und Fes-tigkeiten. Im Automobilbau haben sich Struk-turschäume auf Polyurethan- und auf Epo-xidharzbasis durchgesetzt. Strukturschäume auf Epoxidharzbasis (EP) weisen mit einem E-Modul in der Größenordnung von 300 bis 3000 MPa gegenüber Schäumen auf Polyu-rethan-Basis eine weitaus größere Steifigkeit auf.

Bild 1 Zylinderprobekörper verschiedener Struk-turschäume auf Epoxidharzbasis

Des Weiteren kommen einkomponentige (1K) und zweikomponentige (2K) Strukturschäume zum Einsatz. Das Aufschäumen erfolgt wäh-rend des Abbindeprozesses, wobei hier so-

wohl eine chemische als auch eine physikali-sche Schäumung in Betracht kommt. Im Rahmen der vorliegenden Arbeit werden warmhärtende einkomponentige Struktur-schäume auf Epoxidharzbasis (Bild 1) be-trachtet.

Bild 2 Mikroskopaufnahme eines Strukturschau-mes mit expandierten Gaskugeln, Glashohlkugeln und der ausgehärteten Epoxidharzmatrix

Diese bestehen neben der Epoxidharzmatrix aus gasgefüllten Hohlkugeln (Mikrosphären, d ~ 300 �m) mit einer thermoplastischen Hül-le, die durch Erwärmung, z.B. im KTL-Prozess (Kathodische Tauchlackierung), zu einer physikalischen Schäumung führen. Die expandierten Zellen werden in der im An-schluss aushärtenden Matrix fixiert. Weiterhin können Glashohlkugeln (d ~ 60 �m) verwen-det werden, um zusätzlich das Gewicht zu

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reduzieren und die Steifigkeit zu erhöhen. Eine Mikroskopaufnahme eines ausgehärte-ten Strukturschaumes ist in Bild 2 gegeben. Strukturschäume weisen neben ihren guten mechanischen Eigenschaften auch einen guten Verbund zu Substraten auf. Warmhärtende Strukturschäume härten bei Temperaturen über 170° C aus. Im Automo-bilbau wird der KTL-Ofen verwendet, um die Aushärtung von warmhärtenden Klebstoffen in den Prozess zu integrieren. Ein charakte-ristischer Temperaturverlauf eines KTL-Zyklus ist in Bild 3 gegeben.

Bild 3 Charakteristischer Temperaturverlauf eines Bauteils im KTL-Ofen

Bild 4 Dynamisch-Mechanische Analyse (DMA) eines Strukturschaumes

Er ist gegliedert in Aufheizphase, Haltephase und Abkühlphase. Die Haltephase beträgt je nach Automobilhersteller 20 bis 30 Minuten bei Temperaturen, die um 180° C liegen. Betrachtet man die mechanischen Eigen-schaften eines Strukturschaumes in Abhän-gigkeit von der Temperatur, so liegt sein Glasübergang bei etwa 90° C und somit über dem Gebrauchstemperaturbereich, der für die Auslegung von Karosserien angesetzt wird.

Eine DMA-Messung für einen Struktur-schaum ist in Bild 4 dargestellt. Der Glasübergang TG liegt bei den meisten Strukturschäumen um die 90° C. Über den Speichermodul (grüne Kurve) kann auf die mechanischen Eigenschaften, wie z.B. die Steifigkeit oder die Festigkeit, geschlossen werden.

1.2. Anwendungen Strukturschäume auf Epoxidharzbasis finden auf verschiedene Weise ihren Einsatz im Au-tomobilbau. Vorgeformte 3D-Einlegeteile aus Strukturschaum mit einer glasfaserverstärk-ten Polyamidhülle werden häufig eingesetzt, um hochbelastete Strukturknoten zu verstär-ken. Der Strukturschaum kann hierbei per Extrusion oder im Spritzgießverfahren her-gestellt werden, was eine hohe Designfreiheit erlaubt. Ebenso finden Strukturschäume Ein-satz als Verstärkung für Tragstrukturen und andere geschlossene bzw. offene Profile (vgl. [6]).

Bild 5 Strukturschaum-Patch in unverarbeitetem Zustand mit aufgelegter Glasfaserverstärkung

Bild 6 Einsatz von Strukturschaum zur lokalen Steifigkeitserhöhung hier am Beispiel einer Tür-griffmulde [3]

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Für den Einsatz an dünnen Blechstrukturen werden klebrig eingestellte 2D-Patches (Strukturschaummatten) verwendet, die zu-sätzlich mit Glasfasermatten verstärkt werden können (Bild 5). Sie können ein- oder auch mehrlagig eingesetzt werden. Innenseitig an Türgriffmulden (Bild 6) oder Tankdeckelöff-nungen eingebrachte Patches sind beispiel-hafte Anwendungen.

2. Abzeichnungsproblematik

Stetig steigende Forderungen zur Reduktion von CO2-Emissionen erhöhen den Bedarf an Leichtbaukonstruktionen. Um das Gewicht von Rohkarosserien zu reduzieren, werden in der Automobilindustrie immer häufiger höher-feste Stähle mit reduzierter Blechstärke ein-gesetzt. Die Verringerung der Blechstärke bedingt allerdings auch einen Verlust der Biegesteifigkeit und des Beulwiderstandes, was wiederum u.a. zu Vibrationen führen kann, die nicht tolerierbar sind. Die Hauptfak-toren hierfür sind die elastischen Eigenschaf-ten und die Dicke der eingesetzten Bleche. Die Festigkeit ist unbedeutend, da bei derar-tigen Beanspruchungen nur geringe Verfor-mungen auftreten. Während diese bei mo-dernen Karosseriestählen steigt, bleiben die elastischen Eigenschaften nahezu unverän-dert. Um die Steifigkeit von Bauteilkomponen-ten zu bewahren, können innenseitig auf die Blechstrukturen geklebte Verstärkungen ver-wendet werden. Dies kann u.a. durch Struk-turschäume in Form von Patches (Bild 5) erreicht werden.

2.1. Zielstellung Die Steifigkeit der Strukturschäume, die für diese Anwendungen eingesetzt werden, muss groß genug sein, um die Gebrauchslas-ten vom Karosserieblech in die Verstärkung zu übertragen. Es ist durchaus bekannt, dass höhermodulige Klebstoffe (u.a. auch Struk-turschäume) zu Problemen mit Abzeich-nungseffekten führen können [2], [5]. Ab-zeichnungen des Klebstoffs auf dem Blech sind bedingt durch den Aushärteprozess und die verschiedenen Ausdehnungskoeffizienten von Kunststoffen und Metallen (auch bekannt

als “Delta-�-Problematik“). In strukturierten Blechbereichen sind diese thermisch beding-ten Verformungen unproblematisch, da durch die Struktur bereits eine gewisse Eigenstei-figkeit gegeben ist. In unstrukturierten Berei-chen mit großen Beulfeldern können ohne entsprechende Vorkehrungen (Materialaus-wahl, Einsatz von Glasfaserverstärkungen) die Anforderungen an Class-A Oberflächen von Außenhautteilen ggf. nicht mehr erfüllt werden.In [2] wurden verschiedene Anbautei-le aus der Serienproduktion hinsichtlich der optischen Wahrnehmbarkeit von Abzeich-nungen untersucht. Als Ergebnis dieser Ar-beit konnte herausgestellt werden, dass eine Oberflächenverformung deren maximaler Betrag �z 100 �m übersteigt und deren Ver-formungskurve eine maximale Steigung �z´ größer als 5 �m/mm aufweist, mit hoher Wahrscheinlichkeit als Abzeichnung optisch wahrnehmbar ist. Als eine Konsequenz aus den Anforderungen an eine erhöhte Steifigkeit und gleichzeitige Minimierung der Abzeichnungseffekte kommt die Frage nach optimalen Eigenschaften der verwendeten Materialien auf. Eine generelle Antwort hierfür gibt es nicht. Optimale Kleb-stoffeigenschaften sind abhängig von der verwendeten Geometrie und den Prozesspa-rametern. Aus vorhergehenden Veröffentlichungen ist bekannt, dass der Effekt des chemischen Volumenschrumpfes des Klebstoffes (des Schaums) im Vergleich zum thermischen Volumenschrumpf in den meisten Fällen ver-nachlässigbar ist [2], [5]. Dies liegt darin be-gründet, dass der chemische Schrumpf im frühen Aushärtungsstatus bei hohen Tempe-raturen (ca. 180° C) stattfindet, während der Klebstoff noch eine geringe Steifigkeit und ein viskoplastisches Verhalten aufweist. Die Ver-formungen beginnen bei einem Abfall der Temperatur, wenn der Schaum anfängt höhe-re Spannungen aufzunehmen. Dies ist meist der Fall, wenn der Schaum in den Glaszu-stand übergeht.

2.2. Lösungsansatz Im Folgenden ist eine Berechnungsmethode für die Vorhersage von Abzeichnungseffekten

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dargestellt. Sie basiert auf der Finiten-Elemente-Methode (FEM), mit der es möglich ist, Berechnungen auf einfache Art auf ver-schiedene Geometrien und Materialeigen-schaften zu übertragen. Um diesen tempera-turabhängigen Prozess zu beschreiben, sind thermophysikalische und thermomechanische Materialkennwerte verschiedener Struktur-schäume ermittelt worden. In einem ersten Schritt wurde das Verformungsverhalten ein-facher Verbundproben (Bild 7) analysiert. Gemäß dem im Bild 3 dargestellten Tempera-turverlauf sind die Verformungen des Stahl-bleches gemessen worden. Zusätzlich wur-den Kriechversuche bei verschiedenen Tem-peraturen und verschiedenen Lastniveaus durchgeführt. Mit den Messergebnissen ist ein Materialmodell erstellt worden, welches als Grundlage für die FE-Berechnungen dien-te. Die Untersuchungen wurden für verschiede-ne Strukturschäume und andere Klebstoffe durchgeführt. Im Folgenden soll exemplarisch an einem Strukturschaum (EP1) das Vorge-hen verdeutlicht werden.

3. Rechnerische Vorhersage von prozessbedingten Abzeich-nungen

Um Abzeichungseffekte in komplexen Bautei-len vorherzusagen ist es wichtig, die ver-schiedenen Prozesse, die zu den Verformun-gen führen zu differenzieren und zu be-schreiben. Aus diesem Grund sind transiente Verformungsverläufe sowie die Endverfor-mung (maßgebend für die Dimensionierung für Karosserieteile) für einfache Verbundpro-ben gemessen worden. Der Temperaturver-lauf (Bild 3) dient hierbei als Basis für die FE-Berechnungen.

Bild 7 Verbundprobe Stahlblech-Strukturschaum

Während der Aushärtephase ändert der Strukturschaum seinen Zustand von einem viskosen, flüssigen Zustand in einen viskop-lastischen, festen und entwickelt seine Stei-figkeit. Für die hier beschriebene Annäherung wird davon ausgegangen, dass alle reaktiven chemischen Prozesse am Ende der Aushär-tungsphase abgeschlossen sind und ein spannungsfreier Verbund zwischen Blech und Strukturschaum herrscht. Wie bereits erwähnt zeigten frühere Untersuchungen, dass die Betrachtung der Abkühlphase für die Beschreibung der Abzeichnungseffekte aus-reichend ist. Während der Abkühlung befindet sich der Strukturschaum in einem viskoplasti-schen Zustand mit temperaturabhängigen, elastischen Materialeigenschaften und einer thermischen Kontraktion gemäß dem Aus-dehnungskoeffizienten.

Bild 8 Bauteilähnliche Probekörper mit innensei-tig, kreuzförmig eingebrachter Strukturschaum-verstärkung

Die Verbundprobe stellt eine sehr starke Ab-straktion der im Realbauteil vorherrschenden Spannungs- und Dehnungszustände dar. Die Verformungen treten hauptsächlich in einer Richtung (Längsrichtung) auf, sodass es not-wendig ist, die Komplexität der Geometrie zu steigern, um weitere Effekte aus einem Real-bauteil mitzuberücksichtigen. Automobilhers-teller verwenden hauptsächlich gekrümmte Oberflächen und verstreckte Stahlbleche. Daher erfolgte die Validierung der erstellten Berechnungsmethodik zusätzlich an einem bauteilähnlichen Probekörper (Bild 8). Dieser besteht aus einem napfförmig tiefgezogenen Karosserieblech (Dualphasenstahl) und ei-nem innenseitig eingelegten Strukturschaum-

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kreuz. Das Messfeld hat einen Durchmesser von 300 mm und ist mit einer Bombierung von 10 m nach außen gewölbt. Um eventuell vorhandene Eigenspannungen zu eliminie-ren, die u.a. aus dem Tiefziehprozess entste-hen können, sind alle Bleche in dieser Arbeit einer Wärmebehandlung von mind. 10 Minuten bei 180° C unterzogen worden.

3.1. Berechnungsmethodik Die Berechnung wird in zwei Schritten mit einer gekoppelten thermomechanischen Be-rechnung durchgeführt (Bild 9). 1. Temperaturfeldberechnung Sie startet bei Beginn der Abkühlphase. Es wird davon ausgegangen, dass das Bauteil eine einheitliche Temperatur von 180° C be-sitzt. Die Wärmeleitungsgleichung wird dann gelöst, mit Berücksichtigung der temperatur-abhängigen Materialeigenschaften und An-nahme einer freien Konvektion und Abstrah-lung der Oberflächen gegen Raumtempera-tur. Der numerische Temperaturverlauf ist an verschiedenen Stellen des Bleches und in-nerhalb des Strukturschaums gemessen und mit den Berechnungen abgeglichen worden. Die Werte erzielen eine gute Übereinstim-mung. 2. Strukturmechanische Berechnung Das numerische Temperaturfeld dient als Grundlage für die im nächsten Schritt folgen-de strukturmechanische Berechnung. Für eine hinreichende Anzahl an Zeitschritten wird das inhomogene Temperaturfeld als Last auf das Bauteil aufgebracht. Mit den unter-schiedlichen thermischen Dehnungen der zwei Fügepartner werden dann die transien-ten Verformungen berechnet. Die thermi-schen Dehnungen führen zu einer Verfor-mung, die aus dem inhomogenen Tempera-turfeld und den unterschiedlichen thermi-schen Ausdehnungskoeffizienten der beiden Materialien resultiert (und gleichzeitig auch zu Eigenspannungen abhängig von den elasti-schen Eigenschaften des Verbundes). Die ungleiche Kontraktion zeigt sich in einer üb-rigbleibenden Verformung des Bauteils.

Thermophysikalische KennwerteThermomechanische Kennwerte

Prozesssimulation/ Struktursimulation: • Temperaturfeldberechnung• Strukturmechanische Berechnung

Validierung der Berechnungsmethodik

TemperaturabhängigkeitDichteabhängigkeitZeitabhängigkeit

Bild 9 Überblick über die angewendete Berech-nungsmethodik

Eine Validierung der erarbeiteten Berech-nungsmethode erfolgte zusätzlich zu den bereits angesprochenen Verbundproben auch an bauteilähnlichen Probekörpern (Bild 8), die in ihrer Komplexität Anwendungen aus dem Automobilbau eher entsprechen.

3.2. Kennwertermittlung Für den ersten Schritt der Berechnung, die Temperaturfeldberechnung, sind die thermo-physikalischen Kennwerte dichteabhängig und temperaturabhängig ermittelt worden. Diese sind notwendig um die Wärmeleitungs-gleichung

��

��

��

��

��

��

2

2

2

2

2

2

zyxa

t��

zu lösen. Hierbei sind die Terme in der Klammer die Temperaturflüsse in die einzel-nen Koordinatenrichtungen und a die Tempe-raturleitfähigkeit

��

�pc

a

mit der Wärmeleitfähigkeit �, spezifischen Wärmekapazität cp und der Dichte . Die Dichte der jeweils verwendeten Probekörper betrug 0,46 g/cm³ wie auch der Schaum, der für die Versuche eingesetzt wurde. Betrachtet man die Abläufe, die zur Entste-hung von prozessbedingten Verformungen an dünnen Blechen führen, wird ersichtlich, dass der Schaum bei Abkühlung stärker kontra-hiert als das Stahlblech und es mit einer Zug-beanspruchung zu einem Beulen zwingt. Aufgrund dieser Effekte sind Zugversuche an Substanzprobekörpern gemäß DIN EN ISO

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527-2 durchgeführt worden. Der E-Modul und die Querdehnzahl wurden für verschiedene Temperaturen bestimmt. Zusätzlich zur Tem-peraturabhängigkeit ist auch eine starke Dichteabhängigkeit erkennbar. Bild 10 zeigt den E-Modul des EP1 bei Raumtemperatur für verschiedene Dichten.

Bild 10 E-Modul in Abhängigkeit von der Dichte für EP1

Während der Zugversuche ist sowohl die Längs- als auch die Querdehnung optisch gemessen worden. Basierend auf diesen Messungen werden die linearen Material-kennwerte bestimmt. Zusätzlich zu diesen Versuchen wurde der E-Modul für höhere Temperaturen auch aus DMA-Messungen bestimmt. Die Querdehnzahl betrug annä-hernd konstant 0,25. Der thermische Aus-dehnungskoeffizient, dargestellt in Bild 11 wurde mit einem Dilatometer gemessen. Hierbei ist zu beachten, dass (bei Annahme eines spannungsfreien Verbundes zwischen Schaum und Stahlblech bei Herausnahme aus dem Ofen) die Ausdehnungskoeffizienten für eine Referenztemperatur von 180° C um-gerechnet werden.

Bild 11 Thermischer Ausdehnungskoeffizient für EP1, TRef=180° C

Ergänzend zu den bisher genannten tempe-raturabhängigen Kennwerten sind auch zeit-abhängige Faktoren mit untersucht worden. Kriechversuche wurden für verschiedene Temperaturen und Lastlevel durchgeführt. Für diese Versuche wurden ebenfalls Probe-körper gemäß DIN EN ISO 527-2 mit einer konstanten Last belastet und die Kriechdeh-nung für einen Zeitraum von 30 Minuten ge-messen. Als Kriechmodell ist ein modifiziertes Zeitverfestigungsmodell

)1/( 3/4132

1 �� cetc Tccc

cr ��

gewählt. � ist hierbei die Spannung, t die Zeit, T die Temperatur und c1 bis c4 sind frei gewählte Parameter der Gleichung (vgl. [1], [4]).

3.3. Experimentelle Untersuchun-gen und Ergebnisse

Die einfache Verbundprobe (Bild 7) besteht aus einem Stahlblech von 0,44 mm Dicke und einem Strukturschaumstreifen, dessen Dicke im ungehärteten Zustand 4 mm be-trägt. Die Probekörperlänge beträgt 120 mm (x-Richtung) und die Tiefe 30 mm (y-Richtung). Der ausgehärtete Strukturschaum hat eine Dicke von 5,6 bis 5,8 mm. Die Ver-bundprobe härtete bei 180° C, gemäß dem Temperaturverlauf aus Bild 3.

Bild 12 Tmax und dZmax für die Verbundprobe wäh-rend der Abkühlphase

Die transienten Verformungen während der Abkühlphase sind mit einem optischen 3D-Verformungsmesssystem (basierend auf ei-ner Grauwertkorrelation) aufgezeichnet wor-den. Bild 12 zeigt die gemessenen maxima-

DVS 270 54

len Temperaturen (T_Exp) und Verschiebun-gen in z-Richtung (dz_Exp) in Probenmitte im Vergleich zu den FE-Ergebnissen (T_FEA für die Temperatur und dz_FEA für die Ver-schiebung). Die dargestellte Temperatur wur-de in Probenmitte auf der Oberfläche des Stahlblechs gemessen. Es zeigte sich, dass die Berücksichtigung der genauen Dichte des Strukturschaums und des dazugehörigen E-Moduls von wesentli-cher Bedeutung ist, um einen Verformungs-verlauf dieser Art, wie er in Bild 12 zu sehen ist, zu beschreiben. Ein Beispiel für das Ver-formungsbild bei Raumtemperatur, d.h. am Ende der Abkühlphase, ist in Bild 13 darge-stellt.

Bild 13 Experimentelle und numerische Verschie-bung der Verbundprobe in z-Richtung nach Ab-kühlung auf Raumtemperatur

Die Berücksichtigung der zeitabhängigen Effekte führte bei der Verbundprobe zu einer sehr geringen Veränderung der Ergebnisse, da der Probekörper lediglich statisch be-stimmt gelagert ist und das dünne Stahlblech nicht in der Lage ist, ein großes Biegemo-ment aufzunehmen.

Bild 14 Experimentelle und numerische Verschie-bung des bauteilähnlichen Probekörpers in z-Richtung nach Abkühlung auf Raumtemperatur

Der bauteilähnliche Probekörper (Bild 8) weist durch seine Bombierung eine Krüm-

mung auf und durch die Strukturschaumaus-steifung in 2 Richtungen (x und y) einen hö-heren Grad der statischen Bestimmtheit im Vergleich zur Verbundprobe (Versteifung in x-Richtung). Ein Verformungsbild nach Abküh-lung auf Raumtemperatur ist in Bild 14 gege-ben. Wie auch bei der Verbundprobe gibt es eine sehr gute Übereinstimmung zum Ver-such. Des Weiteren zeigte sich ein Kriechein-fluss, der ca. 2 % der maximalen Endverfor-mung ausmachte.

4. Zusammenfassung

Mit der angewandten Berechnungsmethodik können lokale Verformungen (Abzeichnungs-effekte), die in strukturschaumbewährten Stahlblechen auftreten, mit einer guten Ge-nauigkeit vorhergesagt werden. Die Verwen-dung eines entsprechenden Kriechmodells, mit dessen Hilfe zeitabhängige Effekte be-rücksichtigt werden, erhöht die Genauigkeit der FE-Ergebnisse, wenngleich diese Effekte bei den untersuchten Probekörperformen sehr gering ausfielen. Dies kann sich aller-dings ändern, wenn der Grad der statischen Bestimmtheit und daraus resultierend die Reaktionskräfte aus den Randbedingungen steigen oder die Abkühlphase verlängert wird. In Bezug auf die Strukturschäume ist diese Analyse sehr empfindlich gegenüber ihrer Dichte und den exakten Werten der entspre-chenden mechanischen Eigenschaften. Im Automobilbau werden beim Einsatz von Strukturschaummatten häufig Glasfaserver-stärkungen (vgl. Bild 5) als Gegenlage zu den Stahlblechen verwendet. Somit wird die thermische Kontraktion des Schaums beim Abkühlen von beiden Seiten aufgenommen.

Bild 15 Vergleich der Verschiebungen dz für Ver-bundproben mit und ohne Glasfaserverstärkung

DVS 270 55

Bild 15 zeigt den Einfluss einer Glasfaserver-stärkung für die hier vorgestellte Verbundpro-be. Mit der hier verwendeten Glasfaserver-stärkung können die Verformungen auf ein Maß < 5 �m/mm reduziert werden, welches nach [2] mit hoher Wahrscheinlichkeit optisch nicht mehr als Abzeichnung wahrgenommen wird.

5. Literatur

[1] Dean, G.: Modelling Non-Linear Creep Behaviour of an Epoxy Adhesive, NPL REPORT, DEPC-MPR 052, 2006, Middle-sex

[2] Hahn, O. et al.: Analyse der Entstehung von Abzeichnungen an Klebungen dünn-wandiger Stahlbauteile, Forschungsbericht P 332, Studiengesellschaft Stahlanwen-dung e.V., Düsseldorf, 2000

[3] Henkel AG & Co. KGaA; Technologies and Solutions for the Automotive Industry - Reinforcement, Acoustics and Sealants, Düsseldorf, 2009

[4] Ince, E.; Dilger, K.; Read-through Effects at Reinforced Steel Sheets; Proceedings of the 33rd Annual Meeting of the Adhe-sion Society; Daytona (FL), 2010

[5] Jendrny, J.: Entwicklung von Berech-nungsmodellen zur Abschätzung der Ver-formung geklebter dünnwandiger Stahl-bauteile in Leichtbaukonstruktionen wäh-rend der Warmaushärtung, 2004, Düssel-dorf

[6] Welters, T.; Leichter, steifer, fester; Kunststoffe 11/2009

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Klebvorbehandlung von Aluminium-Druckgussbauteilen E. Minin, G. Wisner, M. Frauenhofer und K. Dilger, Institut für Füge- und Schweißtechnik, TU Braunschweig

Dank neuer Aluminium-Gusslegierungen verfügen die Bauteile gegenüber herkömmlichen Al-Druckgussbauteilen über deutlich bessere Eigenschaften und eröffnen damit ein vollkommen neues Anwendungsfeld. Neben dem Schweißen etabliert sich zunehmend das Kleben zum Fügen von Al-Druckgussbauteilen. Dabei erlaubt das Kleben von komplexen und dünnwandigen Leicht-metall-Druckgussbauteilen unter anderem eine Mischbauweise aus vielen weiteren Werkstoffen und bietet dem Automobilbau interessante wirtschaftliche Perspektiven. Eine hohe Langzeitbe-ständigkeit dieser Klebungen setzt jedoch aufgrund der stets auf den Oberflächen vorhandenen Formtrennstoffresten eine sorgfältige Oberflächenvorbehandlung voraus. Im Rahmen der darges-tellten Arbeiten wurden die Auswirkung der Trennstoffbelegung auf die Klebbarkeit der Druckguss-bauteile und die Reinigungswirkung unterschiedlicher Vorbehandlungsverfahren untersucht.

1 Wissenschaftlich-technische Problemstellung

Neben den im Allgemeinen beim Kleben von Aluminium und seinen Legierungen erforderli-chen Oberflächenvorbehandlungsmaßnahmen zur Erhöhung des Haftungsvermögens und zur Verbesserung der Korrosionseigenschaften er-geben sich beim Kleben von Druckgussbautei-len weitere kritische Randbedingungen. Hierzu ist insbesondere die prozesstechnisch bedingte Trennstoffkontamination der Bauteiloberfläche und die über das Bauteil hinsichtlich ihrer Eigen-schaften ungleichmäßige Gusshaut zu sehen. Durch mechanische Nachbehandlungen wie dem Gleitschleifen (Trowalisieren) oder Strahlen sowie durch chemische Beizprozesse wird die Gusshaut im Rahmen der industriell eingesetz-ten Prozesse nicht vollständig entfernt. Das spanende Abarbeiten der Gusshaut stellt jedoch einen erheblichen Kostenfaktor dar. Somit steht die Entfernung der Trennstoffe von der Guss-haut im Mittelpunkt der Untersuchungen, da nicht entfernte Rückstände die Klebeignung maßgeblich beeinflussen. 2 Forschungsziel Zur Gewährleistung einer sicheren Klebbarkeit von Gussbauteilen ist es notwendig, detaillierte Kenntnisse über die Wirkungsweise unter-schiedlicher Vorbehandlungsverfahren bezüglich der erzielbaren Reinigungswirkung insbesonde-re unter Berücksichtigung des zeitlichen Einflus-

ses zu erhalten und anhand der Ergebnisse Strategien für potenzielle Anwender zu entwi-ckeln.

2.1 Oberflächenvorbehandlung Die Wirksamkeit der Vorbehandlungsverfahren steht in enger Wechselwirkung mit den ange-wendeten Trennstoffen. Bei den Trennstoffen handelt es sich um niedermolekulare Substan-zen unterschiedlicher chemischer Zusammen-setzung (z.B. synthetische Öle, Polyethylen-wachse, Polysiloxane), die sich auf die Haf-tungskräfte zwischen der Fügeteiloberfläche und der Klebschicht nachteilig auswirken und ein adhäsives Versagen der Klebverbindung zur Folge haben [1, 2]. Eine langzeitbeständige Kle-bung erfordert daher eine qualitätsgerechte Vor-behandlung der zu klebenden Fügeteiloberflä-chen. Dafür stehen unterschiedliche Oberflä-chenvorbehandlungsverfahren zur Verfügung. In Bild 1 sind die Oberflächenvorbehandlungen zusammengefasst, die nach dem heutigen Stand der Technik für Druckgussbauteile zum Einsatz kommen. Welche Verfahren bzw. deren Kombination für die jeweilige Anwendung opti-mal ist, hängt von der jeweiligen Trennstoffkon-taminationen, dem geforderten Reinigungsgrad und dem zu klebenden Substratwerkstoff ab.

DVS 270 57

Mechanische Verfahren:

� Gleitschleifen / Trowalisieren

� Sandstrahlen

Nasschemische Prozesse:

� Alkalische Reinigung unter Variation der mechanischen Unterstützung

� Beizen (Oberflächenabtragende Behandlung)

� Konversionsbehandlung (z.B. auf Silanbasis)

Physikalische Prozesse:

� Atmosphärenplasma

� Laservorbehandlung

Mechanische Verfahren:

� Gleitschleifen / Trowalisieren

� Sandstrahlen

Nasschemische Prozesse:

� Alkalische Reinigung unter Variation der mechanischen Unterstützung

� Beizen (Oberflächenabtragende Behandlung)

� Konversionsbehandlung (z.B. auf Silanbasis)

Physikalische Prozesse:

� Atmosphärenplasma

� Laservorbehandlung

Bild 1 Mögliche Oberflächenvorbehandlungsverfah-ren für Al-Druckgussbauteile 3 Experimentelles

3.1 Substrate und Musterbauteile Im Rahmen der Untersuchungen wurde eine 4 mm dicke ebene Aluminium-Druckgussplatte (AlSi9Cu3(Fe)) mit einfacher Rechteck-Geometrie (260 mm x 150 mm) als Musterbau-teil gewählt und in der institutseigenen For-schungsdruckgussanlage unter besonderer Be-rücksichtigung der Reproduzierbarkeit herges-tellt. Dabei wurde ein wasserbasierter polysilo-xanhaltiger Trennstoff mit einem Wachszusatz (Safety-Lube 7477 von ChemTrend, Norders-tedt) in einer Konzentration von 1:50 mit Wasser eingesetzt. Diese Vorgehensweise wurde in Ab-sprache mit dem projektbegleitenden Ausschuss gewählt, um einerseits die Praxisrelevanz der Materialien sicher zu stellen und auch anderer-seits die besonders entnetzende Wirkung der wachsbasierten Anteile in Trennstoffen als wich-tigen Indikator zur signifikanten Verringerung der Klebfestigkeiten und Verschiebung der Bruchbil-der von vermehrt kohäsivem Bruch (bei als technisch optimal anzusehender Oberflächen-reinigung) zu weitgehend adhäsivem Bruchver-halten zu begünstigen.

3.2 Vorbehandlungsverfahren Im Rahmen dieser Arbeit wurde die Reini-gungswirkung etablierter nasschemischer Pro-zesse und relativ neuartiger physikalischer Vor-behandlungsverfahren untersucht. Für das ein-fache Entfetten mit organischen Lösungsmitteln wurde Methyl-Ethyl-Keton (MEK) angewendet.

Daneben kam eine wässrige alkalische Reini-gung in Kombination mit nachfolgendem Beizen durch eine Mischung aus Salpetersäure und Ammoniumhydrogenfluorid (nachfolgend „nass-chemische Reinigung“ genannt) zum Einsatz. Teilweise wurde als weitere Variante auch eine zusätzliche Konversionsschicht auf Silanbasis (Chemetall, Frankfurt/M.) aufgebracht. Als phy-sikalische Verfahren wurden eine Laservor-behandlung (Clean-Lasersysteme GmbH, Her-zogenrath) und ein Atmosphärendruck-Plasma (Plasmatreat, Steinhagen und Reinhausen Plasma, Regensburg) untersucht. Weiterhin wurden Klebversuche auf trowalisierten Platten durchgeführt, einem giessereitypischen Gleit-schleifprozess im wässrigen Medium, der zum Entgraten, Entfetten und zur leichten Reinigung der komplexen Druckgussbauteile dient.

3.3 Herstellung von Klebungen Zur Untersuchung der Klebfestigkeit wurden im Rahmen dieser Arbeit Klebungen für einen Schältest in Anlehnung an DIN EN 28510-2 mit 180° Abzugswinkel und die einschnittig über-lappte Zugscherprüfung nach DIN EN 1465 durchgeführt. Beim Schälversuch wurden Alu-miniumbänder (Al 99,9 %) parallel zueinander längs auf der Druckgussplatte geklebt, Bild 2. Bild 2 Aufbau der Schälklebung nach DIN EN 28510-2 Für die Zugscherprüfung wurden je fünf Zug-scherproben aus jeder Al-Druckgussplatte he-rausgearbeitet und die Ränder geklebt, Bild 3. Als Klebstoffe wurden hauptsächlich praxisrele-vante strukturelle Klebstoffe eingesetzt. Es ka-men ein zweikomponentiger (2K) Polyurethan

Anguss

Klebbereich A

Klebbereich C

Klebbereich B

ZugAlu-Band

AngussAnguss

Klebbereich A

Klebbereich C

Klebbereich B

ZugZugAlu-Band

DVS 270 58

12,5 mm

25 mm

100 mm

0,25 mm

4 mm

1

3

5

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9

2

4

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10

Anguss

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Anguss

Klebstoff (PUR, SikaForce 7888, Sika), ein 1K heißhärtender Epoxidharzklebstoff (Betamate 1480, DOW Automotive) und ein 2K kalthärten-der Epoxidharzklebstoff (Terokal 5055, Henkel Teroson) zum Einsatz.

Bild 3 Aufbau der Zugscherproben nach DIN EN 1465

4 Ergebnisse Im Rahmen der durchgeführten Experimente wurden drei Schwerpunkte untersucht. Neben der Inhomogenität der Trennstoffbelegung auf der Bauteiloberfläche wurden Einflüsse mögli-cher zeitlicher Effekte auf die Klebbarkeit und die Wirksamkeit von physikalischen Prozessen im Vergleich zu etablierten nasschemischen Be-handlungen betrachtet.

4.1 Einfluss der Trennstoffbele-gung auf die Klebbarkeit

Die Ausbildung eines Trennstofffilmes auf der Bauteiloberfläche ist prozesstechnisch bedingt häufig inhomogen und kann auch bei einer wei-testgehend konstant gehaltenen Prozessführung nicht völlig identisch ausgeführt werden. Durch Transporteffekte von abgelösten vorbeschichte-ten Trennstoffen bilden sich auf der Bauteilober-fläche im Angussbereich trennstoffarme Zonen (Punkte 4, 5, 6 in Bild 4) und auch besonders trennstoffreiche Zonen (Punkte 1, 2, 3 in Bild 4) nach dem Erstarren des Aluminiums aus. Die Trennstoffe bestehen aus Kohlenwasserstoff-verbindungen, wobei das Element Kohlenstoff als Indikator für Trennstoffbelegung genutzt wird. Zur Detektion des Kohlenstoffs wurde

Elektronenstrahlmikroanalyse (ESMA) einge-setzt. Die prinzipielle Strömung des flüssigen Metalls in die Form und die verbleibende Koh-lenstoffbelegung auf einer dünnen Platte nach dem Abguss sind in Bild 4 dargestellt.

Bild 4 Bestimmung der Trennstoffbelegung auf der Al-Druckgussplatte Die Auswirkung der unterschiedlichen Trenn-stoffbelegung auf die Klebbarkeit und die Reini-gungswirkung der angewendeten Vorbehand-lungsmethoden wurden mittels Schälversuche evaluiert, Bild 5.

Bild 5 Schälwiderstände mit 1K Epoxidharzklebstoff Betamate 1480 In Bild 5 sind Diagramme zu Schälversuchen ausgewählter Vorbehandlungsverfahren darge-stellt. Es zeigt sich eine unterschiedliche Reini-

DVS 270 59

gungswirkung bei den eingesetzten Vorbehand-lungsverfahren. Die nasschemische Vorbehand-lung ist in der Lage die unterschiedlichen Trenn-stoffbelegungen effektiv zu entfernen (Die ent-sprechenden Schälkurven liegen in einem Schälwiderstandsniveau). Dagegen zeigt die AD-Plamabehandlung keine ausreichende Rei-nigungswirkung (Die Schälwiderstände verlau-fen nicht identisch).

4.2 Einfluss der zeitlichen Effekte auf die Klebbarkeit

Häufig ist es im industriellen Umfeld nicht mög-lich Al-Druckgussbauteile sofort nach der Reini-gung zu kleben. Es gibt daher den zeitlichen Einfluss auf die Oberfläche bzw. die resultieren-de Verbindungsfestigkeit zu untersuchen. In Bild 6 ist das Ergebnis der erzielten Klebfes-tigkeiten gereinigter und ausgelagerter Proben vor dem Kleben dargestellt.

Bild 6 RT-Auslagerung der nasschemisch vorbe-handelten Al-Druckgussproben (je 5 Proben) vor dem Kleben; Zugscherversuch nach DIN EN 1465; Kleb-stoff: mit Terokal 5055 Es konnte für alle Proben festgestellt werden, dass eine längere Lagerzeit zwischen der Vor-behandlung und dem Kleben für eine Reduzie-rung der Klebfestigkeit sorgt. Beachtenswert ist dabei, dass ein Gleitschleifen (Trowalisieren) vor der nasschemischen Reinigung zur Reduktion dieses Effektes führt. Beim Gleitschleifen der Probenoberfläche ist generell eine deutlich ge-ringere Streubreite der Klebfestigkeit im Ver-gleich zu nicht trowalisierten Proben erkennbar,

woraus sich ein insgesamt homogenerer Ober-flächenzustand schließen lässt.

4.2.1 Untersuchungen zur Nachmigrati-on von Kohlenwasserstoffen

Zur Untersuchung des Migrationsverhaltens des Trennstoffs wurden die nasschemisch gereinig-ten Proben warm ausgelagert (120 °C für 24 Stunden) und anschließend geklebt. Es zeigte sich, dass die Klebungen nach der Warmauslagerung keinen Festigkeitsabfall auf-weisen. Mit einer zusätzlichen Reinigung der warm ausgelagerten Substrate unmittelbar vor dem abschließenden Kleben ist keine Verbesse-rung der Festigkeitswerte erkennbar, Bild 7.

Bild 7 Warmauslagerung der nasschemisch vorbe-handelten Al-Druckgussproben (je 5 Zugscherpro-ben); Zugscherversuch nach DIN EN 1465, Kleb-stoff: Terokal 5055 Die ermittelten Klebfestigkeiten konnten mit den Ergebnissen der ESMA-Analyse in Bild 8 korre-liert werden.

Bild 8 ESMA Messung der warm ausgelagerten Proben. Obere Reihe: Stelle 1 auf der Platte (Bild 4); untere Reihe: Angussstelle 5 in Bild 4.

02468

10121416182022242628

Nass.+

KNas

s.+L(2

w)+K

Nass.+

L(4w)+

K

Nass.+

L(6w)+

K

Nass.+

L(3M)+

K

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Zug

sche

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it [M

Pa]

Lagerzeitennicht trowalisiert trowalisiert

> 90% adhäsives Versagen100%

koh

äsiv

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Lagerzeitennicht trowalisiert trowalisiert

> 90% adhäsives Versagen100%

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DVS 270 60

Die ESMA Ergebnisse zeigen, dass die Warm-auslagerung der gereinigten Substrate keine Er-höhung der Kohlenstoffbelegung als Grad der Oberflächenkontamination bewirkt.

4.3 Physikalische Reinigungsver-fahren als Alternative zu nass-chemischen Prozessen

Die Vorbehandlung von Aluminium-Druckgussbauteilen wird in der Praxis immer noch vorwiegend durch nasschemische Verfah-ren unter Variation der Prozessparameter reali-siert. Aus ökologischen Gründen sind aber zu-nehmend umweltfreundliche und schonende Reinigungsprozesse, wie Atmosphärenplasma und Laser bevorzugt [3, 4]. Bild 9 zeigt zusam-mengefasst erzielte Klebfestigkeiten von Terokal 5055 nach unterschiedlichen Vorbehandlungs-verfahren.

Bild 9 Einfluss unterschiedlicher Vorbehandlungsver-fahren auf die Zugscherfestigkeit, Zugscherfestigkei-ten nach DIN EN 1465 (je 5 Zugscherproben), Kleb-stoff: Terokal 5055 Im Vergleich zur nasschemischen Vorbehand-lung weist auch die Laserreinigung mit hoher Energiedichte eine gleichermaßen gute Reini-gungswirkung auf. Die Laserbehandlung bewirkt das Verdampfen von Oberflächenkontaminatio-nen und es entsteht eine neue Oberfläche mit einer stark veränderten Oberflächenmorpholo-gie. Dagegen zeigt die AD-Plasmavorbehand-lung auf Al-Druckguss alleine keinen ausrei-chenden Reinigungseffekt und erzielt niedrigere Festigkeitswerte.

5 Zusammenfassung Um die Auswirkung der Trennstoffbelegung auf die Klebbarkeit der Druckgussbauteile zu analy-sieren wurden verschiedene Oberflächenvorbe-handlungsmethoden eingesetzt und deren Rei-nigungswirkung auf die Klebfestigkeit sowie de-ren Streuung untersucht. Den beschriebenen Untersuchungen ist zu entnehmen, dass Al-Druckgussbauteile generell mit einer großen Streubreite an Trennstoffkonzentrationen auf der Gusshaut vorliegen und konventionelle Reini-gungsverfahren sowie die erst in den letzten Jahren in den technologischen Einsatz gekom-menen physikalischen Verfahren zur Trennstoff-entfernung (AD-Plasma und Laserverfahren) diese Aufgabe unterschiedlich wirksam bewälti-gen. Mittels der durchgeführten analytischen Unter-suchungen konnte keine nennenswerte Trenn-stoffnachmigration detektiert werden. Auch die Klebversuche zeigten keine Reduktion der Kleb-festigkeit aufgrund einer Warmauslagerung. Die Untersuchungen haben gezeigt, dass die gereinigten Bauteile direkt nach der Vorbehand-lung geklebt werden sollten. Eine Lagerungszeit bis zur Klebung wirkt sich sowohl auf die Kurz-zeitfestigkeit als auch auf die Langzeitbestän-digkeit bei allen Vorbehandlungsverfahren min-dernd aus.

6 Danksagung Das Projekt IGF-Nr.:15.636 N; „Wirksamkeit von Verfahren zur Entfernung von Trennstoffen auf Al-Druckguss-Bauteilen“ wurde aus Mitteln des BMWI gefördert und durch den DVS e. V in der AiF e. V betreut.

7 Literatur [1] Klein, F.: „Wirkungsweise der Trennmittel

auf die Qualitätseigenschaften von Druck-gussteilen. Trennstoffe und Trennmittel“, 16. Fortbildungsseminar für Druckgießer, VDG-Schulungsdienst, 1985, S. 1-21

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[2] Dilger, K., Anders, U., Pries, H.: „Ökologisch und ökonomisch optimierter Trennstoffein-satz beim Aluminium-Druckguss.“ Ab-schlussbericht zum Forschungsvorhaben im Rahmen des Förderprogramms „Integrierter Umweltschutz in der Gießereiindustrie“, 2005, S. 1-77

[3] Stammen, E.; Böhm. S.; Dilger, K.; Lammel,

C.: Laservorbehandlung in der klebtechni-schen Serienfertigung. In: Adhäsion - Kle-ben und Dichten 49 (2005), Nr. 9. S. 51–56

[4] Rechner, R., Jansen, I., Beyer, E.: „Laser-

und Plasmaverfahren im wirtschaftlichen Vergleich“, Adhäsion-Kleben & Dichten, 1-2 (2010), S. 36-43

DVS 270 62

Hybridfügen – Rheologische Ansätze zur Prozessbeschreibung Ch. Denkert, H. Kleinert, F. Liebrecht und U. Füssel, Institut für Oberflächen- und Fertigungs-technik, Professur für Fügetechnik und Montage, TU Dresden

Das Hybridfügen besitzt den technologischen Reiz durch Kombination zweier Fügeverfahren Nach-teile einzelner Fügeverfahren zu kompensieren beziehungsweise zu eliminieren. Wie bei allen Fü-geverfahren setzt das Hybridfügen voraus, dass man den Fügeprozess beherrscht und sicher be-schreiben kann. Speziell für Hybridfügeprozess mit dem Blindniet wird die rheologische Beanspru-chung des Klebstoffes aufgezeigt und messtechnische Ansätze werden erläutert.

1 Einleitung Hybride Verbindungen kommen überall dort zum Einsatz, wo durch umformtechnisches oder thermisches Fügen das einzelne Fügeverfahren keinen ausreichend stoffschlüssigen Verbund gewährleistet. Seit vielen Jahren hat sich bei-spielsweise das Hybridfügen als Kombination von Punktschweißen und gleichzeitigem Einsatz von Klebstoff in der Automobilindustrie etabliert. Insbesondere die nach DIN 8593 auf das me-chanische Umformen gestützten Niet- oder Schließringbolzenverbindungen nutzen einen Klebstoff um eine stoffschlüssigen Verbund her-zustellen. Der Klebstoff erfüllt dabei in zuneh-mendem Maße nicht mehr ausschließlich eine Dichtfunktion, sondern soll auch strukturell die Festigkeiten des Verbundes erhöhen. Unabhän-gig hiervon muss auch das System Klebstoff hinsichtlich seiner Verarbeitungseigenschaften charakterisiert werden. Einen messtechnischen Ansatz zur Beschreibung des Klebstoffsystems liefert die Rheologie. Dabei beschränken sich die Messungen nicht auf das dem Klebstoff typi-sche Fließverhalten. Vielmehr kann die rheo-logische Messung wertvolle Erkenntnisse für die verschiedenen Beanspruchungszustände des Klebstoffes liefern. 2 Problemstellung Für die hybrid gefügte Verbindung mit Blindniet oder Schließringbolzen in Kombination mit ei-nem Klebstoff ergibt sich die hier erläuterte Problemstellung. Im Bild 1 ist der schematische Schnitt durch einen gefügten Verbund mit einem Blindniet dargestellt. Bild 2 zeigt die entspre-

chende Darstellung für das Schließringbolzen-system.

Bild 1 Schematische Darstellung des Hybridverbun-des mit Blindniet

Bild 2 Schematische Darstellung des Hybridverbun-des mit Blindniet In beiden Bildern wird als wesentliches Kriterium auf die Flanschausfüllung im Randbereich der Fügeteile (eingekreister Bereich) hingewiesen. Die Flanschausfüllung bis an den Randbereich muss durch den Fertigungsprozess gewährleis-tet sein. Wird diese Ausfüllung nicht erreicht, muss von einem Angriffspunkt für korrosive Me-dien ausgegangen werden. Des Weiteren ist eine möglichst homogene Ver-teilung von Klebstoff in der Fuge zwischen den Fügeteilen anzustreben. Seitens der mechani-schen Fügeelementhersteller wird weiterhin die Forderung gestellt im Wirkungsbereich des Fü-geelementes eine Fügeteilanlage zu schaffen, in welcher der Klebstoff komplett verdrängt ist. Die Frage, ob Klebstoff in das Fügeelement selbst eindringen darf, ist strittig und soll an dieser Stelle auch nicht beantwortet werden. Die vor-liegende Arbeit konzentriert sich zunächst auf

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den Fügeprozess mit dem Blindniet als mecha-nisches Fügeelement. 3 Blindniet 3.1 Setzprozess Der Setzprozess eines Blindniets vollzieht sich nach folgendem Ablauf. Hier wird zunächst der Setzprozess ohne den Dichtstoff beschrieben.

Bild 3 Standardblindniet mit Flachkopf und Plan-bruchzugnietdorn

Im Bild 3 ist ein Standardblindniet dargestellt, der mit dem Blindnietsetzkopf (1) durch das Vor-loch der Fügeteile (3,4) geführt wird.

Bild 4 Aufsetzen des Mundstückes und greifen der Klemmbacken

Im zweiten Schritt, dargestellt im Bild 4, wird das Mundstück des Setzgerätes (7) dem Nietdorn zugeführt.

Bild 5 Hülsenfaltung durch Zugkraft am Nietdorn

Mit Betätigung des Auslösemechanismus am Setzgerät greifen die Klemmbacken (5) den Nietdorn und es setzt die Faltung der Niethülse ein. Mit dem Erreichen der maximalen Hülsen-faltung (Bild 4) wird die Zugkraft durch das Setzgerät weiter erhöht bis die Abrisskraft er-reicht ist. In diesem Punkt bricht der Nietdorn plan an der Sollbruchstelle.

Bild 6 Abriss des Nietdorns an der Sollbruchstelle Das Bild 6 verdeutlicht, wie der gebrochene Nietdorn mittels Klemmbacken in einen Vorrats-behälter geführt wird. Im Niet verbleibt der Rest-nietdorn. 3.2 Klemmkraftverlauf Im Zusammenhang mit der Klebstoffbeanspru-chung ist der Klemmkraftverlauf während des Setzprozesses entscheidend. Der Setzkraftver-lauf ist schematisch im Bild 7 dargestellt.

Bild 7 Klemmkraftverlauf beim Blindnietsetzprozess In dem dargestellten Diagramm sind drei Berei-che identifizierbar. Im ersten Bereich ist die Klemmkraft null. Der zweite Bereich ist gekenn-zeichnet durch einen transienten Anstieg der Klemmkraft. Dieser Anstieg mündet in einem Kraftmaximum in Höhe der Abrisskraft. Im letz-ten Abschnitt stellt sich eine konstante Klemm-kraft ein, die als Restklemmkraft bezeichnet wird

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und für einen Kraftschluss zwischen den Füge-teilen sorgt. 4 Klebstoffbeanspruchung Um im rheologischen Versuch einzelne Beans-pruchungen des Klebstoffes nachzustellen, muss eine Gliederung und Modellierung vorge-nommen werden. Der Ablauf gliedert sich nach den folgenden Stationen, die sich am Setzpro-zess mit dem Blindniet orientieren. 4.1 Klebstoffapplikation Zunächst wird der Klebstoff wie im Bild 8 zu er-kennen auf dem Fügeteil appliziert. Dabei findet bereits eine Beanspruchung des Klebstoffes statt.

Bild 8 Klemmkraftverlauf beim Blindnietsetzprozess Die im Klebstoffstoffsystem aufgebaute physika-lische Überstruktur wird durch Scherung beim Klebstoffauftrag zerstört, allerdings direkt nach dem Auftrag erneut aufgebaut. Die Restrukturie-rung lässt eine standfeste Raupe wie in Bild 8 auf dem Fügeteil entstehen.

Bild 9 Ruhestrukturaufbau am SikaFlex221LV

Die Restrukturierung der physikalischen Über-struktur äußert sich in der rheologischen Oszilla-tionsmessung durch einen Anstieg des Spei-chermoduls über der Zeit. Es wird demnach mit Hilfe der Oszillationsrheometrie die Ruhestruktur des Klebstoffes betrachtet. Mit der Applikation setzt umgehend die Reaktion durch die Feuch-tigkeit der Umgebungsluft ein. Somit kann von einer Überlagerung eines chemischen und phy-sikalischen Strukturaufbaus ausgegangen wer-den. Dem hier verwendeten einkomponentigen Klebstoff wurde allerdings die zur Aushärtung notwendige Luftfeuchtigkeit während des Ver-suchs entzogen. Der physikalische Ruhestruk-turaufbau ist im Bild 9 dargestellt. Um vergleich-bare Messungen zu gewährleisten, sind die fol-genden Messungen mit einer Wartezeit von vier Minuten versehen, um den Großteil der physika-lischen Restrukturierung zu eliminieren. Wie die Untersuchungen zeigen, handelt es sich nach [3] bei den im Detail betrachteten Kleb-stoffsystemen SikaFlex221LV, TerostatMS939 und Terostat4006 um viskoelastische Festkör-per. In diesem Zusammenhang ist von der Exis-tenz einer Fließgrenze auszugehen. Dies bestä-tigt sich mit der Durchführung eines Amplituden-Sweep, mit welchem in Abhängigkeit der Tem-peratur die Fließgrenze ermittelt wird.

Bild 10 Ruhestrukturaufbau am SikaFlex221LV Im Bild 10 sind die ermittelten Fließgrenzen ab-gebildet. Es ist zu erkennen, dass eine Erhö-hung der Temperatur insbesondere die Fließ-grenze (Fließspannung) des Butylkautschuks Terostat4006 deutlich herabsetzt.

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4.2 Fügeteilauflage Wie in der schematischen Darstellung Bild 11 wiedergegeben, stellt sich mit der Auflage des zweiten Fügeteils eine Ausgangsspalthöhe ein. Die auf den Klebstoff wirkende Raupe ist im Vergleich zu Punkt 3.3 eine konstante Ge-wichtskraft.

Bild 11 Fügeteilauflage und Bildung des Ausgangs-spaltes Bereits [2] behandelt die analytische Beschrei-bung der Fügespaltbildung unter der Wirkung einer definierten statischen Kraft durch das Fü-geteil. Daher wird in diesem Zusammenhang nicht näher hierauf eingegangen. 4.3 Quetschströmung Ausgehend von dem vorangegangen Ausgangs-fügespalt findet im nächsten Schritt der Setzvor-gang statt. Hierbei kommt es zur Ausbildung ei-nes speziellen strömungsmechanischen Prob-lems, der sogenannten Quetschströmung (squezze flow).

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)t(dh

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1)t,x( 2 ��

Bild 12 Quetschströmung während des Setzvor-gangs

Bild 13 Scherverdünnendes Verhalten des Kleb-stoffes Wie bei den vorangegangenen Darstellungen wird die Situation auf ein ebenes Problem zu-rück geführt, bei dem der Strömungsanteil in z-Richtung vernachlässigt wird. Laut [1] handelt es sich um eine Überlagerung von Dehn- und Scherströmungsanteilen, von denen durch eine Platte/Platte Messanordnung ausschließlich der Scherströmungsanteil erfasst werden kann. Das Bild 12 zeigt das entsprechende Kontrollvolu-men, mit dem, ausgehend vom Kontinuitätsge-setz, [5,6], der Schergeschwindigkeitsanteil bei Annahme einer laminaren Strömung bestimmt wird. Wie Untersuchungen von [7] zeigen, kann dabei von Inkompressibilität des Klebstoffes ausgegangen werden. Der folgende aus Bild 12 abgeleitete Zusammenhang zeigt die Scherge-schwindigkeit in Abhängigkeit Spalthöhe h(t), der Spaltänderungsgeschwindigkeit dh(t)/dt und x. Wie aus dem Zusammenhang hervor geht, ist die Verringerung der Spalthöhe mit einem Ans-tieg der Schergeschwindigkeit verbunden. Der Anstieg der Schergeschwindigkeit wird durch ei-ne rheologische Rotationsmessung nachgebil-det. Im Bild 13 ist durch die Fließkurve erkenn-bar, dass der Klebstoff ein scherverdünnendes Verhalten aufweist. Im industriellen Einsatz ist dabei stets der Temperaturbereich von 15°C bis 30°C zu betrachten. Entsprechend wurde die Fließkurve für verschiedene Temperaturen in diesem Intervall bestimmt. Die Erhöhung der

��

yx

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Schergeschwindigkeit im Rotationsversuch wird durch Spaltentleerung im Messspalt bei etwa 40s-1 begrenzt. 4.4 Endzustand In Bild 14 ist der gefügte Endzustand abgebildet. Nach dem Setzvorgang wird vom mechanischen Fügeelement eine statische Restklemmkraft ausgeübt. Der Erhalt der Restklemmkraft muss dabei zur Funktionserfüllung der Fügeverbin-dung gewährleistet sein. Unter rheologischen Gesichtspunkten ist das Verhalten bis zum end-vernetzten Zustand zu betrachten.

Bild 14 Endzustand – gefügte Hybridverbindung mit Restklemmkraft In diesem Zusammenhang ist insbesondere die Fragestellung nach einem Nachfließen zu stel-len. Auch im ausgehärteten Zustand muss mit einem Nachgeben des Klebstoffes gerechnet werden. Wie aus der Literatur [8] bekannt, ver-liert auch der vernetzte Klebstoff nicht sein vis-koelastisches Verhalten und kann unter stati-scher Last irreversibel kriechen. 5 Zusammenfassung und Aus-

blick Mit der hier vorgestellten Einteilung zum Pro-zess des Hybridfügens wird eine grundsätzliche Einteilung zur Erschließung der rheologischen Beanspruchung des Klebstoffes vorgenommen. Bei Versuchen mit einem Rheometer erkennt man, dass die Spaltentleerung bei der Plat-te/Platte Mesanordnung eine Kennwertermitt-lung hin zu hohen Scherraten limitiert. Es muss dabei erwähnt werden, dass die herangezogene Schergeschwindigkeit in der Quetschströmung lediglich eine Abschätzung darstellt. Weiterhin ist der große Einfluss der Vorscherung offensichtlich, der mit einer physikalische Rest-rukturierung einhergeht. Insbesondere in diesem Zusammenhang müssen Anstrengungen unter-nommen werden ein definiertes Applikationsver-fahren zu begründen, das den Einfluss der Substanzvorgeschichte minimiert und besten-

falls diesen Einfluss eliminiert. Es geht daraus weiterhin hervor, dass bei den feuchtigkeitsver-netzenden Polyurethansystemen der Einfluss der physikalischen Restrukturierung gegenüber dem chemischen Strukturaufbaus überwiegt. Ei-ne eindeutige Verteilung von chemischem Struk-turaufbau und physikalischer Restrukturierung kann hieraus jedoch nicht vorgenommen wer-den. 6 Literatur [1] Böhm, G.: Strömungsmechanik nicht-new-

tonscher Fluide. Bd.52. Stuttgart: B.G.Teubner, 1981

[2] Kleinert, H.: Theoretische und experimentel-le Untersuchungen zur zeitlichen Abhängig-keit der Dicke von Klebfugen und ihrer Dis-tanzierung. Dissertation. Dresden: 1984

[3] Mezger, T.G.: Das Rheologie Handbuch. Hannover: Vincent Network GmbH & Co. KG, 2006

[4] Spurk, H.: Strömungslehre, Einführung in die Theorie der Strömungen. Berlin Heidel-berg: Springer Verlag, 1993

[5] Spurk, H.: Aufgaben zur Strömungslehre. Berlin Heidelberg: Springer Verlag, 1994

[6] Spurk, H.: Aufgaben zur Strömungslehre. Berlin Heidelberg: Springer Verlag, 1994

[7] Peschka, M.: Klebstoffe unter Druck: Wie kompressibel sind sie?. Adhäsion - Kleben & Dichten 06/2010, Seite 42-45

[8] Habenicht, G.: Kleben: Grundlagen, Tech-nologien, Anwendung. Berlin Heidelberg. Springer-Verlag 2006

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Visualisierung von Strömungen am Lichtbogen durch Schlierenmesstechnik M. Häßler, M. Dreher, U. Füssel und M. Schnick, Institut für Oberflächen- und Fertigungstechnik, Professur Fügetechnik und Montage, TU Dresden

Die Qualität der Fügeverbindung und Prozessstabilität wird beim Schutzgasschweißen wesentlich von der Strömung der Prozessgase und der Schutzgasabdeckung bestimmt. Um den Gasschutz von Schweißbrennern und Schleppgasdüsen zu optimieren, ist eine Visualisierung der Strömungen notwendig. Hierzu können sowohl numerische Modelle als auch experimentelle Methoden, wie PIV-Messung, chemische Verfahren und die Schlierenmesstechnik, eingesetzt werden. Die Vorteile der Schlierenmesstechnik liegen in der berührungslosen Strömungsmessung und dem einfachen Messaufbau. Charakteristische Eigenschaften der Schutzgasströmung, wie Verlauf, Ab-lösung und das Entstehen von Wirbeln im Einflussbereich des Lichtbogens, können mit Hilfe dieser Messmethode visualisiert werden. Außerdem kann insbesondere durch die neue Hochgeschwin-digkeitskameratechnik die Qualität und das Aussagevermögen der Schlierenaufnahmen erhöht werden. Im Beitrag wird umfassend diskutiert, welche Anforderungen an Versuchsaufbau, Blenden und Be-leuchtung gestellt werden. Außerdem wird die Eignung von unterschiedlichen Blenden und Filtern für Farbschlierenaufnahmen beschrieben. Im zweiten Teil des Beitrags wird das für die Untersuchung von Schutzgasströmungen optimierte System zur Charakterisierung unterschiedlicher Schweißprozesse angewendet. Es wir unter ande-rem der Übergang von laminaren zu turbulenten Strömungsstrukturen gezeigt sowie der Einfluss von Auftriebsströmungen visualisiert. An den Beispielen werden die Potentiale und Restriktionen der Schlierentechnik zur Charakterisierung von WSG- und MSG- Verfahren abgeleitet. 1 Einleitung Schweißprozesse werden in vielen Anwendun-gen des Stahlbaus oder der Automobilindustrie in automatisierter, halb automatisierter oder ma-nueller Form in der Fertigung eingesetzt. Eine gute Schutzgasabdeckung trägt entscheidend zu einem definierten, stabilen und reproduzier-barem Prozess sowie zu den gewünschten Ei-genschaften der Fügeverbindung bei. Wird die Schutzgasabdeckung durch Atmosphärengase verunreinigt entstehen Poren, Schweißspritzer, Schmauch oder Anlauffarben, welche durch kos-tenintensive Nacharbeit entfernt werden müssen oder sogar zur Unbrauchbarkeit des Bauteils führen. Die bisherige Konstruktion von Schweißbrennern beruht vor allem auf der lang-jährigen Erfahrung der Brennerhersteller. Die Entwicklung neuer Modelle bzw. neuer Brenner-geometrien erfolgt dabei vorwiegend auf der Durchführung und Auswertung von Schweißver-suchen. Die Ursachen für turbulente Strömun-gen bleiben dabei jedoch weitgehend unbekannt

und die Kenntnisse über die Interaktion von Schutzgas und Schweißprozess sind unzurei-chend. Es besteht daher ein großes Interesse das Verständnis über die Prozessgasströmung zu erhöhen, die Ursachen für Verunreinigungen zu kennen und diese mit Hilfe innovativer Bren-nerkonzepte bzw. konkreten Anwendungsemp-fehlungen zu vermeiden. Es gibt derzeit sowohl diagnostische Methoden als auch numerische Ansätze um die Schutz-gasströmung zu untersuchen. Durch die numeri-sche Simulation können komplexe physikalische Prozesse zeitlich und örtlich hochaufgelöst be-schrieben werden. Für die Überprüfung der Aussagefähigkeit numerischer Modelle ist es je-doch notwendig, die Ergebnisse experimentell zu validieren. Zur Bestimmung von Strö-mungsfeldern können partikelbasierte Verfahren wie die Laser Doppler Anemometrie (LDA) oder die Partikel Image Velocimetry (PIV) verwendet werden. Eine weitere Möglichkeit der Strö-mungsvisualisierung bietet die Schlierentechnik.

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Diese ist eine bewährte Methode für die Analyse von Gasströmungen in den Anwendungen der Fahrzeugaerodynamik, der Ballistik oder der Lüftungstechnik [1]. Zur Analyse von Lichtbo-genprozessen wird die Schlierentechnik bisher jedoch nur sehr eingeschränkt eingesetzt, u. a. zur Strömungsvisualisierung beim Plasma-schneiden [2]. Vereinzelte Arbeiten aus den Be-reichen des Lichtbogenschweißens beziehen sich auf Grund der überblendenden Lichtbogen-strahlung entweder auf die Untersuchung von Brennern ohne Lichtbogen bzw. WIG-Prozesse in niedrigen Leistungsbereichen. Im Folgenden wird zunächst der Aufbau eines Schlierenversuchsstandes in der Töplerschen-Z-Anordnung sowie die Anforderungen an die op-tischen Geräte dargestellt. Anschließend werden die Möglichkeiten der Schlierentechnik zur Vi-sualisierung der Freistrahlströmung an WIG- und MSG-Verfahren erläutert. Unter Nutzung strahlungsselektiver Beleuchtungsquellen und darauf abgestimmter Filtertechnik werden im vorliegenden Beitrag Schlierenaufnahmen von strahlungsintensiven MSG-Prozessen vorge-stellt, die eine qualitativ hochwertige Bewertung der Schutzgasströmung ermöglichen sowie die Leistungsfähigkeit von Absaugkonzepten im Sprühlichtbogenbereich nachweisen. 2 Wirkprinzip und Versuchsaufbau Die Schlierenmesstechnik visualisiert die in der Strömung vorkommenden Dichteunterschiede bzw. den von der Dichte linear abhängigen Bre-chungsindex, um die Ablenkung von Lichtstrah-len zu erfassen, (Gl. 1). Ursachen für einen ge-änderten Brechungsindex sind kompressible Wirbel, unterschiedliche chemische Zusammen-setzung oder Temperaturunterschiede im Gas.

�� kn 1 (1) Stand der Technik ist der kompakte Aufbau in der Töplerschen-Z-Schlierenanordnung [1], Ab-bildung 1. Zwischen zwei Parabolspiegeln wird ein paralleler Strahlengang erzeugt und durch eine Schlierenblende geführt. Auf Grund der Dichteunterschiede werden die Lichtstrahlen abgelenkt und führen damit nicht mehr durch

den Brennpunkt des Spiegels bzw. werden von der Schlierenblende blockiert. In der Folge er-geben sich Helligkeitsunterschiede im Bild, die das Strömungsverhalten charakterisieren.

Abbildung 1: Schematischer Aufbau Schlieren-technik Die Qualität des Schlierenbildes wird vor allem durch das Beleuchtungskonzept bestimmt. Die Anwendung der Schlierentechnik zur Analyse von Lichtbogenschweißprozessen war hierdurch bisher sehr beschränkt. Die hohe Strahlung des Lichtbogens überblendet die für die Auswertung nötigen Schlieren, so dass eine qualitativ hoch-wertige Beurteilung des Strömungsverhaltens gerade bei strahlungsintensiven Prozessen nicht möglich war. Zur Weiterentwicklung der Schlie-rentechnologie wurden daher zwei Möglichkei-ten für die Auslegung einer idealen Lichtquelle abgeleitet: 1. eine Beleuchtungsquelle von sehr hoher

Leistung, welche den Lichtbogen im gesam-ten sichtbaren Spektrum überstrahlt.

2. eine Lichtquelle in Kombination mit schmal-bandigen Filtern, welche den Lichtbogen nur auf einer spezifischen Wellenlänge überstrahlt

Die besten Ergebnisse wurden durch die Nut-zung von strahlungsselektiven Beleuchtungs-quellen erreicht, die speziell auf den zu untersu-chenden Prozess und die eingesetzte Filter-technik abgestimmt sind. Dadurch ist es mög-lich, die starke Strahlung des Lichtbogens auch beim MSG-Schweißen nahezu auszublenden und erstmals Schlierenaufnahmen an realen MSG-Schweißprozessen im Kurz-, Sprüh- und

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Impulslichtbogenbereich mit hoher Qualität auf-zunehmen. Der Einfluss der Schlierenblende wurde eben-falls untersucht. Die Spaltorientierung der Rechteckblende beeinflusst die im Schlierenbild sichtbaren Gradientenrichtung, Abbildung 2. Durch die Verkleinerung der Spaltbreite der Schlierenblende kann die Lichtbogenüberblen-dung reduziert werden.

vertikal horizontal rund

Abbildung 2: Variation der Schlierenblendenform am WIG-Lichtbogen Der Einsatz von Farbfilterpaaren ist für WIG-Prozesse eine weitere Möglichkeit die Gradien-tenrichtung darzustellen. Durch die hohe Emp-findlichkeit dieser Anordnung lassen sich auch schwächere Strömungen im Bereich des Düsen-randes visualisieren. Die zusätzliche Farbinfor-mation bedingt jedoch hohe Lichtverluste und führt somit zu einer verstärkten Lichtbogenüber-blendung. Für die Visualisierung kleiner Dichte-unterschiede kann die Dunkelfeldschlieren-methode angewendet werden. Die Lichtbogen-strahlung wird durch die Blende jedoch kaum blockiert, wodurch diese Aufbauvariante nur im unteren Leistungsbereich angewendet werden kann. Auf der Seite der Kamera sind nur die Einstel-lungen der Belichtungszeit entscheidend. Um die Überbelichtung des Bildes durch den Licht-bogen zu reduzieren muss die Belichtungszeit möglichst gering eingestellt werden. Zu lange Belichtungszeiten führen zu einer starken Über-blendung der Schlierenaufnahme durch den Lichtbogen. Bei zu kleiner Belichtungszeit ist der Kontrast zwischen Hintergrundhelligkeit und Schlierenschatten zu gering, wodurch sich die Schlieren nur schlecht erkennen lassen.

3 Anwendung am WIG-Verfahren Um die Möglichkeiten der Strömungsvisualisie-rung durch das Schlierenverfahren bei veränder-lichen Prozessparametern darzustellen, wurde das Strömungsverhalten an einem WIG-Schweißbrenner exemplarisch analysiert. Die Variation der Schutzgasdurchflussmenge zeigt den Strömungsumschwung von einer fast lami-naren Strömung bei 10 l/min Argon zu einem durchweg turbulenten Strömungsverhalten bei 30 l/min, Abbildung 3. Die Einstellung einer la-minaren Schutzgasströmung durch Anpassung der Durchflussmenge kann leicht durchgeführt werden.

Abbildung 3: WIG-Schweißbrenner mit einer Schut-gasmenge von 10 l/min (links) und 30 l/min (rechts) Neben der Schutzgasmenge wird das Strö-mungsverhalten auch durch die Gasart beeinf-lusst. Dieser Zusammenhang kann durch das Schlierenverfahren visualisiert werden. Nicht nur die Durchflussmenge oder die Gasart, sondern auch die Schutzgasdüsengeometrie prägen das Strömungsprofil. Eine zu kleine Düsenöffnung führt schon bei vergleichsweise geringen Durch-flussmengen zu Turbulenzen in der Schutzgas-strömung. Durch das Schlierenverfahren lassen sich Ablösekanten der Strömung durch eine un-günstige Schutzgasführung aufzeigen. Zudem kann der Einfluss der Schweißstromstärke auf die Schutzgasströmung veranschaulicht werden. Mit Zunahme der Stromstärke steigt ebenfalls die Turbulenz in der Strömung. Ursache hierfür sind die höheren Lorentzkräfte, welche die Gas-teilchen stärker beschleunigen und zu einer schnelleren Gasströmung führen. Die aus dem Schlierenverfahren gewonnenen Erkenntnisse über das Strömungsverhalten beim Lichtbogenschweißen können zudem ge-nutzt werden, um numerische Modelle zu vali-dieren. Hierzu können die aus der Schlieren-

Argon 10 l/min

Argon 30 l/min

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messung resultierenden Schattenbereiche, wel-che eine Veränderung im Dichtefeld anzeigen, mit den Dichtegradienten in CFD-Lichtbogen-simulationen verglichen werden. In Abbildung 4 ist die Schlierenaufnahme eines WIG-Schweiß-brenners mit vertikaler Blendenanordnung und eine CFD-Lichtbogensimualtion gegenüberge-stellt. Im Simulationsbild ist auf der linken Seite der Gradient der Dichte in X-Richtung (horizon-tal) aufgetragen. Auf der rechten Bildhälfte sind die Temperaturen im Lichtbogen und die Rich-tungsvektoren der Strömung abgebildet. Zu er-kennen ist, dass sowohl im Schlierenbild, als auch in der Simulation ein glockenförmiger Be-reich um den Lichtbogen sichtbar wird, in dem sich die Dichte örtlich sehr stark ändert. Durch veränderte Einstellparameter am simulierten WIG-Schweißbrenner entstehen Abweichungen zwischen gemessenen und simulierten Dichte-gradientenorten.

Abbildung 4: Validierung einer Schlierenaufnahme am WIG-Lichtbogen mit vertikaler Blendenanordnung (links) mit dem Dichtegradientenfeld einer Lichtbo-gensimulation in horizontaler Richtung

Abbildung 5: Validierung einer Schlierenaufnahme am WIG-Lichtbogen mit horizontaler Blendenanord-nung (links) mit dem Dichtegradientenfeld einer Lichtbogensimulation in vertikaler Richtung Ein Vergleich der Schlierenaufnahme mit hori-zontaler Blendenanordnung und der Simulation mit dem Dichtegradienten in Y-Richtung ist in Abbildung 5 dargestellt. Die Schlierenschatten im unteren Bereich des Lichtbogens sind hierbei stärker ausgeprägt, als bei vertikaler Blenden-anordnung. Im Simulationsbild kann diese Ver-

änderung des Schlierenbildes nachvollzogen werden. Die Dichteänderungen in Y-Richtung sind im unteren Bereich um den Lichtbogenkern viel stärker ausgeprägt. In Zusammenhang mit der räumlichen Ausdehnung des Dichtefeldes führt dies zu einer größeren Lichtablenkungen im Lichtbogenkern. 4 Anwendung am MSG-Verfahren Die Anpassungen der Beleuchtungsquelle und das Verwenden von spektralselektiven Filtern ermöglicht erstmals die Anwendung der Schlie-rentechnologie auch an MSG-Verfahren. Auch hier konnte anhand der Schlierenaufnahmen nachgewiesen werden, dass höhere Schutz-gasmengen zu einer verstärkten Verwirbelung der Strömung führen. Es ist jedoch auch mög-lich, die Einflüsse von Geometrieänderungen der Schutzgasdüse oder die Auswirkung von zusätzlichen Düseneinsätzen auf die Gasströ-mung zu untersuchen. Abbildung 6 (rechts) zeigt beispielsweise den erhöhten Turbulenzgrad im Schutzgas durch die Anordnung eines zusätzli-chen Düseneinsatzes.

Abbildung 6: MIG-Sprühlichtbogen (190A, 1,2mm) an Aluminium zur Untersuchung modifizierter Schutzgasströmungen (AiF 16.028N) ohne Düsen-einsatz (links) und mit Düseneinsatz (rechts) Je nach Einstellung der Schlierenblende ist es weiterhin möglich, die Sensibilität des Messauf-baus zu ändern und die Intensität der abgebilde-ten Schlieren zu beeinflussen. Wird die Schlie-renblende weit geöffnet, entstehen fast aus-schließlich Schattenbilder, welche beispielswei-se die Bildung von Metalldampf durch Prozess-unregelmäßigkeiten visualisieren, Abbildung 7 (links). Weiterhin ist die Schlierenmethode her-vorragend geeignet um Strömungen zu charak-terisieren, die sich nicht unmittelbar zwischen Schutzgasdüse und Werkstück ausbilden. So kann beispielsweise die Anwendung verschie-

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dener Rauchgasabsaugsysteme untersucht werden, Abbildung 7 (rechts).

Abbildung 7: Metalldampf- und Spritzerbildung nach dem Zünden (links) und Nachweis der Rauchgasab-saugung beim MAG-Schweißen (rechts) Der Einsatz neuer Hochgeschwindigkeitskame-ras mit hohen Bildfrequenzen und großer Bild-auflösung ermöglicht die Analyse des transien-ten Strömungsverhaltens. Es ist somit möglich die Auswirkung des Stromregimes auf die Strö-mung von MSG-Impulsprozessen zu visualisie-ren. Hierbei ist erkannt worden, dass sich die Strömung der Schutzgasabdeckung während Puls und Grundstromphase erheblich unter-scheiden. Die Übergänge zwischen diesen Puls-phasen haben einen entscheidenden Einfluss auf die Schutzgasabdeckung. Die Ergebnisse stimmen hierin mit den Erkenntnissen von PIV Messungen [3] und numerischen Ergebnissen [4, 5] überein. 5 Zusammenfassung Im Beitrag wurde die Anwendung der Schlieren-technik zur Visualisierung von Strömungen am Lichtbogen vorgestellt. Die Qualität des Schlie-renbildes wird vor allem durch das Beleuch-tungskonzept bestimmt. Durch strahlungsselek-tive Beleuchtungsquellen und auf den MSG-Prozess abgestimmte Filtersysteme kann der Lichtbogen auch im Sprühlichtbogenbereich fast vollständig ausgeblendet werden. Die bewährte Schlierentechnologie kann folglich auch bei al-len MSG-Lichtbögen zur Visualisierung der Schutzgasströmung angewendet werden. Durch die Schlierenblende kann die Empfind-lichkeit der abgebildeten Schlieren beeinflusst werden. Die Spaltorientierung der Rechteck-blende beeinflusst die im Schlierenbild sichtbare Gradientenrichtung. Durch die Verkleinerung der Spaltbreite der Schlierenblende kann die Licht-bogenüberblendung reduziert werden.

Die Schlierentechnologie kann in der Brenner-entwicklung eingesetzt werden, um turbulente Strömungsmuster und vor allem den Umschlag von einer laminaren in eine turbulente Schutz-gasströmung in Folge der Erhöhung der Gas-menge zu diagnostizieren. Ein zusätzliches An-wendungspotential ergibt sich für die Entwick-lung von Absaugbrennern oder Schleppgasdü-sen. Anmerkung Diese Arbeit ist in Zusammenarbeit mit der Fir-ma Linde Gas (Dr. G. Wilhelm) und der Universi-tät der Bundeswehr München (Prof. J. Schein, E. Siewert) entstanden. 6 Literatur [1] Settles, G. S., „Schlieren and Shadowgraph

Techniques“, Springer Verlag, 2006.

[2] Settles, G. S., „Visualization of Liquid Metal, Arc and Jet Interactions in Plasma Cutting of Steel Sheat”, 8th International Sympo-sium on Flow Visualization, 1998.

[3] Rose, S., Zschetzsche, J., “Zeitsynchrone kontinuierliche Diagnostik von Prozessgas-strömungen während des Schweißens“, ABICOR-Innovationspreis, 2010

[4] Dreher, M., Füssel, U., Schnick, M., “Nu-merical Optimization of Gas Metal Arc Weld-ing Torches Using ANSYS CFX”, IIW Istan-bul, 2010

[5] Dreher, M., Füssel, U., Schnick, M., „Strö-mungssimulation und -diagnostik – Moderne Methoden für die effiziente und innovative MSG-Schweißbrennerentwicklung“, GST Nürnberg, 2010

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Punktschweißen – Potentiale zur Erhöhung der Standmenge und Lebensdauer von Elektroden Ch. Großmann, J. Zschetzsche und U. Füssel, Institut für Oberflächen- und Fertigungstechnik, Professur Fügetechnik und Montage, TU Dresden

Aufgrund der hohen Wirtschaftlichkeit und der sehr großen Prozessstabilität, kombiniert mit einer einfachen Anwendung, dominiert das Widerstandspunktschweißen als Fügetechnik den Automobil- und Schienenfahrzeugbau, den Metallbau und die Gerätetechnik. Diese Vorteile schwinden allerdings bei Verwendung komplex beschichteter und hochfester Stahl-bleche. Für eine Vielzahl von Anforderungen, sind diese neu entwickelten Stähle jedoch unverzichtbar. Dieser Beitrag beschreibt zwei vielversprechende Wege, um eine hohe Prozessstabilität und eine hohe Wirtschaftlichkeit auch bei schwierigen Fügeaufgaben zu gewährleisten. Auf dem ersten Weg wird eine bedarfsgerechte Einleitung des Fräsvorganges angestrebt. Und auf dem zweiten Weg wird auf neue verschleißbeständigere dispersions-gehärtete Kupferlegierungen für Punktschweißelektroden hingearbeitet. Basierend auf Untersuchungen zur Standmenge von Punktschweißelektroden werden die immanenten Potentiale diese beiden Möglichkeiten aufgezeigt.

1 Einleitung Beim Widerstandspunktschweißen entstehen, zwischen zwei oder mehreren sich überlappend-en Blechen, durch einen Stromfluss über zwei Elektroden stoffschlüssige, punktförmige Füge-verbindungen. Die Verbindungsbildung beruht auf der konduktiven Widerstandserwärmung der zu fügenden Werkstoffe unter Krafteinwirkung der Elektroden. Durchfließt also ein elektrischer Strom I einen Werkstoff mit dem elektrischen Widerstand R während einer bestimmte Zeit t, so bewirkt dieser eine Vergrößerung der Wärmemenge im Werkstoff entsprechend Gleichung 1.

� � ��

��

Gleichung 1 Wärmemenge beim Widerstandspunkt-schweißen Der Gesamtwiderstand besitzt somit einen erheblichen Einfluss auf die Ausbildung der Schweißlinse. Er lässt sich aufteilen in die Stoff-widerstände R1, R2, R6, R7 und die Kontaktwider-stände R3, R4, R5 (Bild 1 (a)) und verändert sich im Verlauf des Schweißprozesses (Bild 1 (b)). Zu Prozessbeginn wird die größte Wärmemenge am Ort der hohen Übergangswiderstände,

bestimmt durch Oberflächenrauhigkeiten und Blechbeschichtung, freigesetzt. Mit Prozess-fortschritt dominiert der Einfluss der Stoffwider-stände R6 und R7.

(a)

(b) Bild 1 Widerstände (a) beim Widerstandspunkt-schweißen und Widerstandsverlauf (b) für un- sowie verzinkte Stahlbleche an CuCr1Zr-Elektroden

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Über eine Vielzahl von Schweißpunkten hinweg verändern sich die einzelnen Widerstände an den Elektroden. So wird nach einer bestimmten Punktzahl der Anfangspunktdurchmesser von �� bzw. �� nicht mehr eingehalten [1]. Sobald sich die Kontaktbedingungen der Elektroden soweit verändert haben, dass ein minimaler Punktdurchmesser von �� nicht mehr erreicht wird, muss der Ausgangszustand der Elektrodenspitze widerhergestellt werden oder eine Auswahl von Prozessparametern nachgeregelt werden [2]. Die Standmenge einer Elektrode ist erreicht, sobald drei von fünf hergestellten Punktschweißungen einen Punkt-durchmesser kleiner �� aufweisen. Die Lebensdauer einer Elektrode ergibt sich daraufhin aus der maximalen Anzahl an Stand-mengen, bis die Elektrodenkappe aufgebraucht ist. Beim Punktschweißen ist diese Elektroden-kappe das für den Verschleiß entscheidende Element. Als Haupteinflussparameter sind, in Anlehnung an Gleichung 1 sowie die Quellen [1] und [3], folgende zu sehen:

� Blechwerkstoff, Blechdicke, Beschichtung und Oberflächenzustand,

� Schweißpunktabstände (Nebenschluss), � Stromstärke und Stromverlauf, � Stromflusszeit, � Elektrodenkraft und Kraftausbringung, � Elektrodenwerkstoff und Anfangsgeometrie.

Der Blechwerkstoff mit seinen Eigenschaften und die Schweißpunktabstände sind vom Konstrukteur vorgegeben. Die Schweißstrom-stärke, deren Verlauf, deren zeitliche Aus-prägung und die Elektrodenkraft werden für die Fügeaufgabe anhand von Schweißbereichs-diagrammen individuell bestimmt. Somit bleiben nur die Elektrodeneigenschaften als grundle-gend veränderbarer Parameter übrig. Sie bieten die größten Potentiale um das Widerstands-punktschweißen noch kostengünstiger und prozesssicherer zu gestalten.

1.1 Elektrodenverschleiß Während des Schweißens ist die Elektroden-kappe hohen thermischen und mechanischen Belastungen ausgesetzt. Diese führen an der

Elektrodenkontaktfläche zu Diffusionsvorgängen und zur Verformung. Mit fortschreitender Punktanzahl steigt somit der Übergangswider-stand an den Elektroden an und die Stromdichte nimmt ab. Der erreichbare Punktdurchmesser bei konstanten Prozessparametern sinkt [4]. Bild 2 zeigt die für eine Fügeaufgabe veränderlichen Standmengen-Einflussparameter.

Bild 2 Einflussparameter auf die Standmenge der Elektroden bei konstant bleibender Fügeaufgabe Mit Ergebnissen zur geometrischen Veränder-ung der Elektrodenkappe beschäftigt sich Ab-schnitt 2.2.2 näher. Nachfolgend fasst Abschnitt 2.2.4 die Diffusionsvorgänge an CuCr1Zr-Elektroden und deren Einfluss auf die Stand-menge zusammen.

1.2 Stand der Technik bei der Verschleißbegegnung

Zur Verminderung von Verschleißerscheinungen an den Elektroden gibt es verschiedene Strategien. Sie lassen sich nach dem Zeitpunkt der Verwendung aufteilen. Entweder es erfolgt eine Veränderung der Schweißbedingungen vor dem Schweißen, während des Schweißens oder nach dem Schweißen. Vor Beginn des Schweißens lässt sich der Elektrodenverschleiß durch eine Optimierung der Elektrodenwerkstoffe, hin zu besserer Leit-fähigkeit, höherer Härte, höherer Warmhärte und geringerer Anlegierungsneigung, reduzieren. Diesen Ansatz verfolgen die dispersions-gehärteten [5], [6] und die Verbund-Elektroden. Jedoch finden nur die dispersionsgehärteten Elektroden Anwendung in der Industrie. Deren Leistungsspektrum zeigt Abschnitt 2.2.

74 DVS 270

Während des Schweißens kann die Elektroden-standmenge durch die Regelung der Prozess-parameter (I, ts, FEl) vergrößert werden. Voll-automatische Regelungskonzepte werden einer-seits bereits von großen Schweißstromquellen-Herstellern angeboten und andererseits international weiter diskutiert [7] [8]. Ziel aller intelligenten Punktschweißsysteme ist die Pro-zessüberwachung und -regelung, in dem Maße, dass einer groben Einordnung des Elektroden-Verschleißzustandes eine Nachführung der Prozessparameter erfolgt, so dass der geforder-te Punktdurchmesser ausgebildet wird. Die Wege dorthin führen von nichtlinearen Prozess-analysen über Fuzzy-Pattern-Klassifikationen [9] bis hin zu neuronalen Netzen [10]. Die Zu-verlässigkeit der erkennenden Regelungs-methoden korreliert grundsätzlich mit deren Komplexität. Nachteilig an den Fuzzy-Pattern-Klassifikationen ist die Notwendigkeit von Referenzmustern für jeden Einzelfall. Die Neu-ronalen Netze stoßen bei ungünstigen Start-bedingungen an ihre Leistungsgrenzen, da sie dann statt der globalen Maxima nur lokale Maxima finden. Einen verlässlichen Regel-algorithmus bzw. eine sichere Verschleißbe-wertung gibt es somit also bisher nicht. Nach dem Schweißen, genauer gesagt nach dem Standmengenende, werden die Schweiß-bedingungen durch das Elektrodenkappenfräsen verändert. Da es bisher keine sicher reproduz-ierbare Verschleißerkennung gibt, wird der Fräs-zyklus in der Industrie nach eigenen empirisch gewonnenen Daten eingeleitet. Dieser findet in fast jedem Falle zu frühzeitig statt, wie Abschnitt 2.2 bestätigt. Außerdem wird beim Fräsen nahezu immer deutlich mehr Material abge-tragen als notwendig [11] [12]. Zur Verschleißerkennung eignen sich grundsätz-lich der Widerstandverlauf [13] [14], die Strom-dichte, die Elektrodenkraft [15] und der Verfahrweg der Elektrodenkappen. Die Publi-kationen zur Verwendung des Widerstandver-laufs vergleichen augenblickliche Werte bzw. den aktuell abgeschlossenen Verlauf mit Refer-enzwerten um einen Verschleißzustand zuzu-ordnen und ggf. eine kompensierende Strom-erhöhung (Stepperfunktion) vorzunehmen. Bei der Messung des Relativkraftverlaufs [15] ver-ursacht die stark schwankende Kontaktflächen-

vergrößerung am Ende der Standmenge letztlich keine verbindliche Aussage zum Verschleiß-zustand. Es wurden auch optische Systeme, basierend auf Laserlichtreflexion, zur Detektie-rung entwickelt. Diese haben sich in der Praxis bisher jedoch nicht bewährt, da sie für jede Umgebung neu justiert werden müssen und Ruß sowie Staub die Ergebnisse schnell verfälschen [11]. Keine der bisher bekannten Methoden erlaubt es gegenwärtig den Verschleißzustand reproduzierbar zu detektieren.

2 Standmengen-untersuchungen

In ersten Versuchen zur Standmengenbestimm-ung wurde nachgewiesen, dass dispersions-gehärtete Elektroden gegenüber konventionellen Elektroden (CuCr1Zr) bei hochfesten verzinkten Stahlblechen eine erwartungsgemäß größere Punktanzahl ermöglichen. Die Verschleiß-mechanismen der durch Kugelmahlen oder innere Oxidation hergestellten dispersions-gehärteten Legierungen unterscheiden sich vor-rangig durch ihre größere Warmhärte und höhere elektrische Leitfähigkeit von der ge-gossenen CuCr1Zr-Legierung.

2.1 Versuchsaufbau Die für die Standmengenuntersuchungen ver-wendete Schweißeinrichtung besteht aus einer Mittelfrequenzanlage vom Typ HWG 2708 der Firma Harms & Wende als Stromquelle und einer servomotorischen Punktschweißzange vom Typ Euro C-50 (Firma Düring). Mittelfrequenzanlagen gehören inzwischen aufgrund des höheren Wirkungsgrads, der symmetrischen Netzbelast-ung und der um 30% höheren Elektrodenstand-menge gegenüber Wechselstrom [6] zum industriellen Standard. Deshalb soll die Mittel-frequenztechnologie bei allen Untersuchungen Verwendung finden. Der fallende Marktpreis unterstützt diese Entscheidung.

2.2 Standmengenergebnisse bei Verwendung unterschiedlicher Elektrodenwerkstoffe

Bei den ersten Experimenten zur Bestimmung der Standmenge in Anlehnung an die DIN EN ISO 8166 [2] wurde H300+Z100 mit einer Blech-

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dicke von 2 mm verwendet. Für diese Fügeauf-gabe konnte im Mittel eine Standmenge von 2000 Schweißpunkten für CuCr1Zr-Elektroden ausgemacht werden. Dieser Wert liegt im Vergleich zu den statischen Fräszyklen der Industrie um den Faktor acht höher (250 Schweißpunkte). Bei dünneren Blechen (1 mm), aber sonst konstanten Bedingungen, sinkt die Standmenge jedoch auf etwa 800 Schweiß-punkte. Das Potential der nicht ausgeschöpften Standmenge bleibt jedoch auffällig groß.

Bild 3 Standmengenergebnisse an H300+Z Die am Markt verfügbaren dispersionsgehärte-ten Elektroden ermöglichen, durch die besseren physikalischen Eigenschaften, im Vergleich zum Standardwerkstoff zwei bis drei Mal so viel Schweißpunkte bis sie überarbeitet werden müssen. Eine Verringerung des standardmäßig eingesetzten Dispersoidanteiles führt entgegen der Erwartungen zu einer Steigerung der Stand-menge. Eine Vergrößerung des Dispersoidan-teils, im gleichen Verhältnis wie die Verringe-rung, führt nicht zu höheren Standmengen. Abbildung 3 stellt die diskutierten Ergebnisse zusammen.

2.2.1 Verschleißkennzeichen in den Prozessparameterverläufen

In den ersten Untersuchungen ließen sich aus dem Widerstandsverlauf bisher unbekannte Erscheinungen eruieren [12]. Der elektrische Widerstand ist besonders interessant, da er, wie bereits in Abschnitt 1.2 angeführt, die meisten Schlussfolgerungen zum Zustand der Elektrode vermuten lässt. Die identifizierte charakteristische Erscheinung lässt sich in der Darstellung des Endwider-standswertes einer jeden Schweißung, aufge-tragen über die Schweißpunktanzahl, erkennen

(Bild 4). In dieser Darstellung sind drei unter-schiedliche Phasen zu sehen. Eine Anstiegs-phase des Endwiderstandes, eine quasi-statische und eine abfallende Phase. Dieses Merkmal ließ sich bisher allerdings nur bei Verwendung von CuCr1Zr Elektroden an ver-zinkten Stahlblechen erkennen.

Bild 4 Endwiderstandsverlauf unter Verwendung von CuCr1Zr-Elektroden an verzinkten Stahlblechen [12] Neben der elektrischen Spannung und der elektrischen Stromstärke, die der Widerstands-berechnung dienen, werden prozessbegleitend die Elektrodenkraft, die Durchflussmenge sowie die Vorlauft- und Rücklauftemperatur des Kühl-wassers aufgezeichnet. In allen Prozessgrößen wird untersuchungsbegleitend nach weiteren charakteristischen Verschleißerscheinungen ge-sucht.

2.2.2 Verschleißerscheinungen an der Elektroden-Kontaktfäche

Aus Konturmessungen in Anlehnung an die DVS 2916 [16] erweist sich die Eindrucktiefe, im Vergleich zum Eindruckdurchmesser und Kontaktdurchmesser, als die geeignetste Größe um einen Elektrodenverschleiß zu identifizieren. Denn durch das Verformen der Elektrodenkappe ändert sich dieses geometrische Maß am stärksten. Ähnlich wie beim Punktdurchmesser

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wird eine minimale Elektrodeneindrucktiefe von 0,7mm in einem Punktanzahl-Verhältnis von etwa 1:2 für die zwei untersuchten Elektroden-werkstoffgruppen CuCr1Zr und CuAl2O3 (Nitrode) erreicht.

Bild 5 Eindrucktiefe der oberen Elektroden bei Stufenversuchen mit der CuCr1Zr-Legierung Bild 5 zeigt den Verlauf der Elektrodenein-drucktiefe für ungefräste CuCr1Zr Elektroden aus Stufenversuchen.

2.2.3 Ergebnisse der Mikrohärteprüfung Die Mikrohärteprüfungen erfolgen alle an einem Vickers-Prüfgerät unter einer Last von 0,1 Kilopond (etwa 1N).

Bild 6 Mikrohärte an CuCr1Zr-Elektroden bei Stufen-versuchen Am Standmengenende fällt die Härte bei einer Entfernung von 0,5mm von der Elektroden-kontaktfläche hinein in den Elektrodengrund-werkstoff bei CuCr1Zr im Mittel auf 90 HV 0,1. Bei der Nitrode fällt die Härte an gleicher Stelle nur auf etwa 130 HV 0,1 und bei den Discup

Elektroden nur auf etwa 140 HV 0,1. Anhand dieser Ergebnisse lässt sich die erhöhte Stand-menge der dispersionsverfestigten Elektroden gut zurückverfolgen. Die höhere Warmhärte führt zu einer langsameren Verformung der Kontaktfläche und somit zu einer langsamer sinkenden Stromdichte, welche unmittelbar den Punktdurchmesser bestimmt. Um den Verschleißmechanismus umfassender beurteilen und den Entfestigungsvorgang beim Punktschweißen nachvollziehen zu können, wurden Stufenversuche durchgeführt. Die Ergebnisse der Mikrohärteprüfung an CuCr1Zr-Elektroden zeigt Bild 6. Bereits nach weniger als 400 Schweißpunkten befindet sich der Härte-verlauf im Querschnitt der Elektrodenkappe in einem stationären Zustand.

2.2.4 Gefügeanalysen In Stufenversuchen lässt sich für die CuCr1Zr erkennen, dass die Legierungsschichtdicke ab 400 Punkten nicht mehr wächst, sich also ein Gleichgewicht zwischen anlegierenden und abtragenden Prozessen einstellt. In der Literatur wird beschrieben, dass dieser Zustand bereits nach etwa 100 Punkten erreicht wird [17]. Einen Blick in die Kontaktfläche liefert Abbildung 2.5 für eine CuCr1Zr-Elektrode nach 2400 Schweiß-punkten.

Bild 7 Legierungsschicht an CuCr1Zr-Elektroden nach dem Schweißen von 2400 Punkten an verzinkt-en Stahlblechen, Legierungszone besteht aus �-MK und nadelartig eingelagerten �-MK Von außen nach innen zeigt die Legierungs-schicht an CuCr1Zr einen zweiteiligen Aufbau. Die Deckschicht besteht aus den Elementen Al, Fe, Cr und Cu. Darauf folgt eine Schicht aus

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�-MK, vereinzelt mit �-MK Einlagerungen. Die Legierungsschichtdicke beträgt dabei maximal 60 μm. Bei der Nitrode wurde nach Stand-mengenende eine maximale Schichtdicke von 180μm gemessen [3].

3 Forschungsausblick

3.1 Bedarfsgerechtes Einleiten des Fräsvorganges

Eine praktikable bedarfsgerechte Einleitung des Fräsvorganges am Ende der Standmenge würde, ausgehend von den bisherigen Unter-suchungen und im Vergleich zu statischen Fräs-zyklen in der Industrie, den Elektrodenverbrauch um den Faktor drei bis vier reduzieren. Das Werkzeug mit dem eine leicht in die Fertigung integrierbare Methode oder Methodenkombi-nation eruiert werden soll, besteht aus zwei Teilen. Den ersten Teil davon bildet die Versuchsanlage mit der Messtechnik zur Aufzeichnung aller Kenngrößen, welche sich durch die Experimente und durch die Literatur als verschleißrelevant zeigen. Im zweiten Teil werden diese Daten mit ausgewählten Metho-den des Data Mining nach Veränderungen die mit dem Punktdurchmesser korrelieren durch-sucht. Der Einsatz dieser automatisierten Daten-analyse erlaubt es die Messdaten umfassend zu durchsuchen und nahezu keinen veränderlichen Effekt zu vernachlässigen. Eine händische Auswertung würde nur eine kleine Teilmenge der durch Data Mining gewinnbaren Ergebnisse liefern können und ist daher für das angestrebte Ziel ungeeignet. Derzeit wird der Versuchsstand um drei Mess-systeme erweitert um alle bekannten Größen, die vom Elektrodenverschleiß charakteristisch geprägt sind erfassen zu können. Um den Elektrodenweg und damit die Elektroden-eindrucktiefe zu erfassen, werden Lasertrian-gulationssensoren mit einer Messunsicherheit von 4μm installiert. Für eine detailliertere und vollständige Konturbetrachtung wird zusätzlich ein konfokal chromatisches Messsystem ergänzt. Dieses erlaubt die Elektrodenkappen im eingebauten Zustand mit einer absoluten oberflächenunabhängigen Genauigkeit von 3μm bei einer lateralen Auflösung von 15μm zu

vermessen. Aus diesen Informationen lässt sich die Veränderung der Kontaktflächengeometrie makroskopisch und mikroskopisch analysieren, wodurch eine neue Art den Verschleißvorgang zu betrachten geschaffen wird. Als drittes Messsystem kommt die von Bosch-Rexroth und Karl Deutsch entwickelte Ultraschallsensorik mit einem selbst konstruierten Modul zur Anregung und Auswertung zum Einsatz. Dieses wird zur zerstörungsfreien Detektion des Punkt- bzw. Linsendurchmessers benötigt. Diese Größe wiederum ist eine Voraussetzung um Data Mining einsetzen zu können, da es den Goldstandard, also den Zielwert, darstellt. Eine zerstörende Ermittlung des Punktdurchmessers wäre unverhältnismäßig aufwendig. Das gewählte prozessbegleitende Ultraschall-system ist durch die Verwendung von niederfrequenten transversal polarisierten Ultra-schallwellen bestens geeignet um den Linsen-durchmesser bestimmen zu können. Denn die genannten Wellen haben die Eigenschaft nur von festen Stoffen transportiert zu werden. Daher erlaubt die Betrachtung der Durchlässig-keit dieser Wellen direkt auf das schmelzflüssige Volumen während des Schweißens zu schließ-en. Einen solchen normierten Durchlässigkeits-verlauf zeigt Bild 8.

Bild 8 Ultraschalldurchlässigkeitskoeffizient beim Punktschweißen von Stahlblechen, nach [18] Die Eigenentwicklung eines Moduls zur Anreg-ung und zum Empfang der Ultraschallwellen erlaubt eine freie Auswertung. Somit ist es derzeit möglich das Empfängersignal mit einer Auflösung von 11MHz aufzuzeichnen und anschließend umfassend vollautomatisch zu bewerten. Die Bewertung umfasst im Vergleich zum Bosch-Rexroth System nicht nur den

78 DVS 270

Schnittpunkt der Gerade im Wendepunkt der Durchlässigkeitskurve sondern berücksichtigt auch die Amplitude der Durchlässigkeit, die Zeitspanne zwischen maximaler und minimaler Durchlässigkeit während des Schweißens und bei Bedarf auch den Zeitpunkt an dem die transversale Ultraschallwelle eintrifft. Die Schallgeschwindigkeit ist stark temperatur-abhängig, wodurch eine Laufzeitauswertung Informationen zur Temperatur in der Fügezone enthält. Bild 9 zeigt einen Ultraschallimpuls (dunkelblau) und das Eintreffen der trans-versalen Ultraschallwelle (erste hellblaue Welle) eines Testmoduls. [19]

Bild 9 Laufzeit und Amplitude der Ultraschallwellen, vor Schweißbeginn an 2x 1,0 mm DX53D+Z In den bisherigen Arbeiten zum Data Mining konnten für den Prozess des Widerstandspunkt-schweißens bereits geeignete vorbereitende und analysierende Methoden evaluiert werden [20]. Deren Anwendung zeigte in einer fortführenden Projektarbeit auch bereits sehr vielversprech-ende Ergebnisse [21].

3.2 Neue dispersionsgehärtete Elektrodenwerkstoffe

Ausgehend von den im Markt verfügbaren dispersionsgehärteten Legierungen soll deren Zusammensetzung durch mechanisches Leg-ieren mit diffusionshemmenden Komponenten optimiert werden. Diese legierungstechnische Weiterentwicklung soll dazu beitragen den Einsatzbereich und die Prozessfenster beim Widerstandspunktschweißen zu vergrößern, um

so den Prozess effektiver und sicherer zu gestalten.

Bild 10 Prinzipdarstellung zur Entwicklung neuer dis-persionsgehärteter Elektrodenwerkstoffe, CuAl2O3 + X Ein Prinzipschema zu diesen Untersuchungen zeigt Bild 10. Die hergestellten Werkstoffe liegen bereits vor [22] und werden demnächst in Stand-mengenversuchen geprüft.

4 Literatur [1] Weber, G.; Rasmusen, M.; Widmer, R.;

Tischlinger, W.: Schweißbereichsdiagramme - Instrumente zur Qualitätssicherung beim Widerstandspunktschweißen. DVS-Berichte, Band 213, 2001, Seiten 46-52

[2] DIN EN ISO 8166: Verfahren für das Be-werten der Standmenge von Punkt-schweißelektroden bei konstanter Maschin-eneinstellung. Beuth Verlag, Berlin, 2003

[3] Dello, F.: Ermittlung der Elektroden-standmenge beim Widerstandspunkt-schweißen beschichteter hochfester Bleche. Großer Beleg, TU Dresden, 2008

[4] Sitte, G.: Verschleißmechanismen von Punkt- schweißelektroden. Dissertation, Technische Hochschule Otto von Guericke, Magdeburg, 1983

[5] Hofmockel, M.: ECKA Discup tech data sheets. ECKA Granulate Velden GmbH, Velden, Juli 2005

[6] N.N.: Nitrode. Luvata Welwyn Garden Ltd., Herdfordshire, Juni 2007

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[7] Cho, Y.; Rhee, S.: Quality estimation of resistance spot welding by using pattern recognition with neural networks. University of Michigan, Transactions on instrumentation and measurement, pages 330-334, April 2004

[8] Min, Z.; Cheng, M.; Biao, C.: Fuzzy control system of constant current for spot welding inverter. International Conference on Computational Intelligence for Measurement Systems and Applications, Hong Kong, China, Mai 2009

[9] Weber, G.; Burmeister, J.: Online-Prozessüberwachung durch Fuzzy-Klassi-fikation beim Widerstandspunktschweißen mit Wechselstrom. DVS-Berichte Band 189, 1998

[10] Diltey, U.; Dickersbach, J.: Einsatz Neu-ronaler Netze zur Qualitätssicherung beim Widerstandspunktschweißen. DVS-Berichte Band 189, 1998

[11] AiF-Abschlussbericht: Standmengenerhö-hung beim Widerstandspunktschweißen durch Elektrodenfräsen, SLV München, Forsch-ungsvorhaben-DVS-Nr. 4031, 2004

[12] De Boni, M.: Untersuchungen zur Elektroden- nacharbeit an unterschiedlichen Elektroden-werkstoffen sowie Feinblechbeschichtungen beim Widerstandspunktschweißen. Diplom-arbeit, Otto-von-Guericke-Universität Magde-burg, 2009

[13] Ishikawa, S.; Nodi-shi, C.: Method for controlling resistance welding using adjust-able fuzzy reasoning. European patent, EP 0774319 B1, 1996

[14] Okabe, Y.; Furudate, M.: Control method of spot welding. United States Patent, Number 4634829, 1987

[15] Quanz, A.: Prozessanalyse beim Wider-standspunktschweißen beidseitig feuerver-zinkter Stahlbleche. VDI-Verlag, Reihe 2, Düsseldorf, 1995

[16] DVS 2916: Prüfen von Punktschweißungen. Deutscher Verband für Schweißtechnik e.V., Juni 1978

[17] Marek, U.: Beitrag zur Klärung der Legierungsschichtbildungs- und Verschleiß-vorgänge an Widerstandspunktschweiß-elektroden beim Schweißen feuerverzinkter Stahlbleche. Dissertation, RWTH Aachen, 1996

[18] Waschkies, E.: Prüfen des Widerstands-punktschweißprozesses mit Ultraschall. Schweißen und Schneiden, Deutscher Verlag für Schweißtechnik, Düsseldorf, Bd. 49, Nr. 1, 1997, S. 15-19

[19] Plehm, S.: Inbetriebnahme und Ausbau einer Ultraschalleinrichtung zur Linden-durchmesserberstimmung während des Widerstandspunktschweißens und Konzep-tionierung eines erkennenden Algorithmus. Großer Beleg, TU Dresden, 2010

[20] Franc, M.: Data Mining in industriellen Prozessen. Studienarbeit, Fachhochschule Brandenburg, März 2010

[21] Dreyer, S.; Walter, D.: Data Mining von Daten des Widerstandspunktschweißens. Fachhochschule Brandenburg, Juli 2010

[22] Kindsvater, A.: Herstellung von dispers-ionsverfestigtem Kupfer und Bewertung dessen Verwendbarkeit als Elektrodenwerk-stoff beim Widerstandspunktschweißen. Interdisziplinare Projektarbeit, TU Dresden, Mai 2010

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Einfluss der Maschineneigenschaften beim Widerstandspunkt-schweißen mit Schweißzangen U. Reisgen, M. Schleser, A. Schiebahn und A. Harms, Institut für Schweiß- und Fügetechnik der RWTH Aachen University

Im Bereich der industriellen Fertigung mittels Widerstandspunktschweißen lassen sich heutzutage Schweißzangen nicht mehr wegdenken. Dabei handelt es sich um kompakte Baugruppen, beste-hend aus den Zangenarmen, einem Schweißtransformator und einem Krafterzeugungssystem zur Aufbringung der notwendigen Elektrodenkraft. Die mechanischen und die dynamischen Eigenschaf-ten, die aus den eingesetzten Zangenkomponenten resultieren, haben einen erheblichen Einfluss auf das Schweißergebnis. Das Ziel des hier beschriebenen, öffentlich geförderten Forschungsvor-habens „Einfluss der mechanisch/dynamischen Zangeneigenschaften beim Widerstandsschweißen mit Schweißzangen“ ist es, diesen Einfluss der einzelnen Zangeneigenschaften zu untersuchen und deren Wechselwirkung untereinander zu erfassen und zu bewerten.

1 Einführung Das Fügeverfahren des Widerstandsschweißens ist ein etabliertes Verfahren, welches in weiten Bereichen zur Anwendung kommt. Klassischer-weise wird unter dem Begriff des Widerstands-schweißens hauptsächlich das Widerstands-pressschweißen mit seinen Hauptvertretern Wi-derstandspunkt-, Widerstandsbuckel- und Wi-derstandsrollnahtschweißen verstanden. Das Haupteinsatzgebiet des Widerstandspunkt-schweißens ist die industrielle Großserienferti-gung von Automobilkarosserien, weitere Ein-satzgebiete sind die Elektronikindustrie, die Haushaltswarenfertigung oder die Fertigung von Haushaltsgroßgeräten, um nur einige wenige Schwerpunkte zu nennen. Das Verfahren des Widerstandspunktschweißens zeichnet sich be-sonders durch vergleichsweise geringe Investiti-onskosten, sehr kurze Taktzeiten und die damit verbundene hohe Wirtschaftlichkeit aus. Weitere nennenswerte Vorteile sind die hervorragende Automatisierbarkeit, die hohe Reproduzierbar-keit und ein vergleichsweise emissionsarmer Prozess.

1.1 Widerstandspunktschweißen mit Schweißzangen

Im Bereich der Anlagen zum Widerstandspunkt-schweißen unterscheidet man grundlegend zwi-schen Maschinen in Ständerbauform und den Schweißzangen. Diese sind relativ kompakte

Baugruppen, üblicherweise entweder in einer X- oder einer C-Bauform und beinhalten neben dem Krafterzeugungssystem ebenfalls den Schweißtransformator sowie, je nach Ausfüh-rung verschiedene Messsysteme zur Weg- und Krafterfassung. Schweißzangen zum Wider-standspunktschweißen werden in der Regel mit Stromquellen mit MF-DC-Technik betrieben, da diese Stromform den Einsatz kleinerer und leichterer Transformatoren erlaubt als beispiels-weise die konventionelle 50 Hz-Wechselstrom-technik. Aktuelle Entwicklungen zielen auf noch höhere Frequenzen im Bereich von 10 kHz, was weitere Gewichtseinsparungen im Bereich der Schweißzangen erlaubt. Als Krafterzeugungssysteme sind aktuell drei verschiedene Systeme verbreitet. Diese Syste-me sind die Schaltpneumatik, die Servopneuma-tik und die Servomotorik. Die Schaltpneumatik arbeitet über die Einstellung des pneumatischen Widerstandes durch ein Proportionalventil. Der dementsprechend eingestellte Druck erzeugt mit Hilfe eines Pneumatikzylinders die gewünschte Elektrodenkraft. Eine Signalrückführung gibt es bei diesem System nicht, folglich ist eine Rege-lung der Kraft während des Schweißprozesses nicht möglich. Die Vorteile der einfachen Schalt-pneumatik sind ihr vergleichsweise geringer An-schaffungspreis und die hohe Robustheit. Die Funktionsweise der Krafterzeugung ist bei dem System der Servopneumatik ähnlich zu dem der Schaltpneumatik, allerdings findet hier über ent-

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sprechende Kraft- und Wegmessung eine Rege-lung des pneumatischen Drucks statt. Durch die Veränderbarkeit der Elektrodenkraft im Schweißprozess werden sogenannte Kraftpro-gramme ermöglicht, die bei anspruchsvollen Schweißaufgaben, wie beispielsweise Mehr-blechverbindungen oder bei Schweißungen an höherfesten Stählen, sehr häufig eingesetzt werden. Servomotorische Antriebe besitzen ebenfalls entsprechende Regelungseinrichtun-gen, unterscheiden sich jedoch grundlegend in ihrer Funktionsweise. Anders als bei pneumati-schen Antrieben findet die Krafterzeugung hier durch Spindelmotoren statt. Die Vorteile dieser Technologie sind eine erheblich geringere Ge-räuschbelastung durch die rein elektrische Ar-beitsweise sowie der Verzicht auf ein aufwendi-ges Pneumatiksystem [1]. Widerstandspunktschweißzangen kommen ent-weder hand- oder robotergeführt zum Einsatz, wobei sich die Art der Ausführung weniger am Gewicht der Zange als vielmehr am Grad der Automatisierung der Fertigung orientiert. Im Be-reich der Automobilfertigung, dem Hauptein-satzgebiet des Widerstandspunktschweißens, sind in Deutschland mit Ausnahme des Prototy-penbaus oder der Kleinserienfertigung beinahe ausschließlich robotergeführte Schweißzangen im Einsatz.

Bild 1 Automobilfertigung mit Schweißzangen

2 Motivation des Forschungs-

vorhabens Zur wirtschaftlichen Erzeugung hochwertiger Punktschweißqualitäten werden große Anforde-rungen an die Schweißzange gestellt. Einfluss-größen wie beispielsweise Steifigkeit der Zange,

Aufsetzgeschwindigkeit, Rückfederungsverhal-ten, System zur Realisierung eines Ausgleich-hubs und Art der Krafterzeugung können die Qualität der Schweißpunkte beeinflussen. Vor diesem Hintergrund gilt es deshalb, den Einfluss der mechanisch/dynamischen Maschineneigen-schaften auf den Schweißvorgang und das Er-gebnis der Schweißung zu ermitteln. Damit sind unter anderem die Fragen zu beantworten in welchem Toleranzbereich die mechanischen und elektrischen Führungsgrößen variieren dür-fen, inwieweit der Schweißbereich dadurch ver-schoben oder stark eingeschränkt wird, und welche Auswirkungen diese Einflussfaktoren auf die Schweißpunktqualität haben. Bei bisherigen Untersuchungen kamen in der Regel Simulationsanlagen oder Ständerpunkt-schweißmaschinen zum Einsatz [2,3,4]. Wurden Schweißzangen benutzt, so waren deren Eigen-schaften nicht vergleichbar. Durch den Einsatz möglichst modular aufgebauter Schweißzangen in diesem Forschungsprojekt wird der gezielte Austausch einzelner Baugruppen möglich, ohne den Rest der Zange zu verändern. Auf diese Weise wird eine isolierte Betrachtung der Aus-wirkungen einer Eigenschaftsänderung möglich und die Wechselwirkungen unterschiedlicher Zangeneigenschaften untereinander werden verdeutlicht. 3 Vorgehensweise Aufgrund ihrer unterschiedlichen Funktionsweise und den nicht vergleichbaren Eigenschaften wird jeweils eine Schweißzange in C- und eine in X-Bauform untersucht. Der Zangengrundkörper bleibt bei beiden Zangenbauformen erhalten, le-diglich das Krafterzeugungssystem ist aus-tauschbar, so dass Einflussgrößen wie die Rei-bung in zangentypischen Drehpunkten für alle Versuchsreihen konstant bleiben. Weiterhin kann durch die modulare Bauweise des Zan-genkörpers gewährleistet werden, dass die be-wegten Massen nicht oder nur geringfügig ver-ändert werden. Auf diese Weise wird eine ma-ximale Vergleichbarkeit der Ergebnisse gewähr-leistet, um so den Grad der Einflussnahme auf das Schweißergebnis qualitativ bewerten zu können.

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Die Baugruppen, die sich zum einen isoliert aus-tauschen lassen und zum anderen einen ent-scheidenden Einfluss auf die mechanischen und dynamischen Eigenschaften der Schweißzange haben sind: � Krafterzeugungssystem

Es kommen die Systeme der Schaltpneuma-tik, Servopneumatik sowie Servomotorik zum Einsatz. Alle drei Systeme sind aktuell in der industriellen Anwendung vertreten und un-terscheiden sich zum Teil erheblich in ihren dynamischen Eigenschaften hinsichtlich Auf-setz-, Prell- und Nachsetzverhalten.

� Elektrodenarme Die Ausführung und die damit verbundene Steifigkeit der Elektrodenarme sind maßgeb-lich für die Verformungseigenschaften der Zange. Zu diesen zählen die Aufbiegung der Zange unter Einwirkung der Elektrodenkraft, das Schieben der Schweißelektroden wäh-rend des Schweißvorgangs sowie das Rück-federungs- beziehungsweise Nachsetzver-halten. Aus diesem Grund werden hier die Armgeometrie und die Steifigkeit für beide Schweißzangenausführungen in Anlehnung an die Automobilfertigung gezielt variiert, um so eine Aussage über den Einfluss dieser Eigenschaften auf das Schweißergebnis machen zu können.

� Ausgleichshub Moderne Schweißzangen verfügen in der Regel über eine Vorrichtung zum Positions-ausgleich, dem so genannten Ausgleichs-hub. Dieser sorgt, bei richtiger Einstellung, dafür, dass die Schweißzange in Richtung der Schweißelektroden schwimmend gela-gert wird, um so Bauteiltoleranzen und -fehlpositionierungen auszugleichen. In der industriellen Fertigungsumgebung ist die Einstellung des Ausgleichshubs auf die vor-handene Schweißzange oft unzureichend, wodurch Ungenauigkeiten in der Positionie-rung nicht ausgeglichen werden. Zum Zu-sammenfahren der Elektroden muss daher ein gewisser Anteil der Elektrodenkraft zur Verformung oder Verschiebung des Bauteils aufgewendet werden, der dann im Schweiß-prozess nicht mehr zur Verfügung steht und so das Schweißergebnis beeinflusst. Die Justierung des Ausgleichshubs wird im

Rahmen dieser Arbeiten verändert, um zu untersuchen, inwieweit sich eine Verände-rung von Schweißparameterfenstern und Schweißpunktqualität zeigt.

Unter dem Schweißergebnis wird in diesem Fall der mit einer Schweißzangenkonfiguration er-zielbare Schweißbereich verstanden. Dieser wird in Korrelation zu den Qualitätseigenschaf-ten des erzeugten Schweißpunktes, wie der sta-tischen Festigkeit, Schweißlinsengeometrie und -lage, der Härte des Gefüges sowie der Form des Elektrodenabdrucks bewertet, um auf diese Weise Aussagen über die Robustheit der Schweißzangenkonfiguration gegenüber Pro-zessschwankungen treffen zu können.

Bild 2 NIMAK-Schweißzange in C-Bauform

Bild 3 Düring-Schweißzange in X-Bauform Die Versuchsschweißungen am Institut für Schweißtechnik und Fügetechnik werden an ro-botergeführten Schweißzangen der Firma NI-MAK (C-Zange) und der Firma Düring (X-Zange) durchgeführt.

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Bild 4 Übersicht Versuchsprogramm des Forschungsvorhabens

Um den Einfluss eines in der industriellen Anwendung üblichen Roboters ebenfalls zu erfassen, werden die Schweißzangen an einem KUKA KR200-2 betrieben. Als Schweiß-stromquelle dient ein Gerät der Firma Harms & Wende vom Typ GeniusHWI mit MF-DC-Technik. Ein Elektrodenkappenfräser der Firma Bräuer wurde ebenfalls in die Versuchsanlage integriert, um durch das Erzeugen definierter Elektrodenkappenzustände eine größtmögliche Vergleichbarkeit der Versuchsergebnisse zu gewährleisten. Da reale Bauteile durch ihre Größe oder durch eine feste Einspannung keine Bewegung relativ zur Schweißzange zulassen und so ein anderes Verhalten hinsichtlich Kappenschieben und Verlauf der Elektrodenkräfte aufweisen, wurde eine entsprechende Probenhalterung konstruiert. Die Auswahl der zu verschweißenden Blech-kombination orientiert sich am Karosseriebau in der Automobilindustrie. Im Rahmen der Unter-suchungen werden sowohl eine einschnittige als auch eine zweischnittige Verbindung ge-schweißt: � Einschnittige Verbindung:

DP-K34/60+Z t=1,5 mm CP-W800+ZE t=1,4 mm

� zweischnittige Verbindung: DP-K34/60+Z t=1,5 mm CP-W800+ZE t=1,4 mm DC06+ZE75/75 t=0,86 mm

4 Prüfmethoden Die Schweißversuche werden in Anlehnung an das Stahl-Eisen-Prüfblatt SEP 1220-2 durchge-führt. In diesem Prüfblatt ist die Vorgehensweise beschrieben wie der Schweißbereich zu be-stimmen ist und in welchem Umfang Kopf- und Scherzugprüfungen sowie metallografische Un-tersuchungen durchzuführen sind. Für die Schweißbereichsbestimmung wird beginnend mit vorgegebener Schweißzeit und Elektroden-kraft der Schweißstrom ab einem Startwert von 3 kA in 200 A-Schritten erhöht, bis der Schweiß-punktdurchmesser von 4 • Wurzel(Blechdicke) erreicht ist. Bei diesem Wert handelt es sich um die untere Schweißbereichsgrenze. Die zerstö-rende Prüfung, die bei diesen Versuchen zum Einsatz kommt, ist die Meißelprüfung. Im An-schluss wird der Schweißstrom weiter erhöht, bis es während des Schweißvorgangs zu Sprit-zern kommt. Der Schweißstrom, bei dem es ge-rade nicht mehr spritzt bildet die obere Schweißbereichsgrenze. Sowohl für die untere als auch für die obere Schweißbereichsgrenze sind jeweils 5 Kopf- und Scherzugprüfungen sowie 3 Schliffbilder mit Härteverläufen anzufer-tigen, um Festigkeitseigenschaften und Metal-lurgie des Schweißpunktes bewerten zu können. Bei den Untersuchungen der zweischnitigen Verbindung unterscheiden sich die Bedingungen für die Schweißbereichsgrenzen dahingehend, dass am unteren Rand des Schweißbereichs sowohl der Schweißpunktdurchmesser zwischen

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dem oberen und dem mittleren Blech als auch der Punktdurchmesser zwischen dem mittleren und dem unteren Blech dem Kriterium 4 �t ge-nügen muss. Mit t wird hier die Dicke des jeweils dünneren Blechs bezeichnet. Bild 4 zeigt eine schematische Übersicht über das umfangreiche Versuchsprogramm des Forschungsvorhabens. 5 Versuchsergebnisse Die Variation der Schweißparameter Elektrodenkraft und Schweißzeit hat einen erheblichen Einfluss auf die entsprechenden Schweißbereiche. Eine Verlängerung der Schweißzeit führt bei konstanter Elektrodenkraft zu einer Vergrößerung des Schweißbereichs, im Besonderen zu einem Absinken der unteren Grenze, Bild 5.

Bild 5 Schweißbereiche bei konstanter Elektroden-kraft Die Vergrößerung der Elektrodenkraft führt ebenfalls zu einer Vergrößerung der Schweißbe-reiche bei gleichzeitigem Ansteigen beider Schweißbereichsgrenzen, Bild 6.

Bild 6 Schweißbereiche bei konstanter Schweißzeit

Der beliebigen Erhöhung der Elektrodenkraft zur Vergrößerung des Prozessfensters und der da-mit verbundenen Erhöhung der Prozessstabilität stehen ein stärkerer Elektrodenverschleiß und ein größerer Elektrodenabdruck auf den Füge-partnern entgegen. Tabelle 1 zeigt, wie sich die Restblechdicke bei der Erhöhung der Elektro-denkraft von 3 kN auf 6 kN bei einer Schweiß-zeit von 380 ms an den Schweißbereichsgren-zen verhält. Die Gesamtblechdicke beider Fü-gepartner beträgt 2,9 mm. Tabelle 1: Restblechdicke bei Schweißungen mit

380 ms Schweißzeit

Untere Grenze Obere Grenze 3 kN 2,89 mm 2,85 mm 6 kN 2,82 mm 2,61 mm

Bei der Zangenkonfiguration mit schaltpneuma-tischem Krafterzeugungssystem ist ein starker Prellschlag zu beobachten, was aus der ungeb-remsten Bewegung der Oberelektrode beim Zu-sammenfahren resultiert. Dieser Prellschlag führt durch die entsprechenden Kraftspitzen zu einem zusätzlichen Anlagen- sowie Elektroden-verschleiß. Der Einfluss des Ausgleichshubs stellt sich in den bisherigen Untersuchungen als eine nicht zu vernachlässigende Größe dar. Bei Schwei-ßungen mit nicht-eingespannten Blechen zeigen sich die Kräfte auf Ober- und Unterelektrode auf gleichem Niveau. Werden eingespannte Proben in der beschriebenen Einspannvorrichtung ge-schweißt mit Ausgleichshub geschweißt so un-terscheiden sich die Kräfte lediglich um einen kleinen Betrag, der aus innerer Reibung resul-tiert. Bei nicht funktionierendem Ausgleichshub zeigt sich ein deutlicher Unterschied zwischen den beiden Kräften auf Ober- und Unterelektro-de, da ein erheblicher Teil der eingestellten Elektrodenkraft zur Verformung der zu fügenden Bleche bis zum Anlegen verloren geht, Bild 7. Die Versuche mit eingespannten Proben sind hier ohne Stromfluss ausgeführt. Dadurch kommt es zu einer Verkleinerung der Elektrodenkraft und einer entsprechend gerin-gen Robustheit des Prozesses gegenüber Bau-teiltoleranzen sowie Positionierungsungenauig-keiten.

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Bild 7 Elektrodenkraftverläufe 6 Zusammenfassung Durch die bisherigen Untersuchungen im Rah-men des Forschungsvorhabens „Einfluss der mechanisch/dynamischen Maschineneigen-schaften beim Widerstandspunktschweißen mit Schweißzangen“ ließen sich die Vergrößerung beziehungsweise die Verschiebung des Schweißbereichs durch die Verlängerung der Schweißzeit sowie die Vergrößerung der Elekt-rodenkraft realisieren. Ein exakt eingestellter Ausgleichshub erwies sich als notwendig, um den Schweißvorgang durch eine Positionskor-

rektur unempfindlicher zu gestalten hinsichtlich Bauteiltoleranzen oder Positionierungsunge-nauigkeiten. Weitere Arbeiten im Laufe des For-schungsprojekts beschäftigen sich mit den Ei-genschaften des servopneumatischen sowie des servomotorischen Krafterzeugungssystems. Hier liegt ein besonderes Augenmerk darauf, inwie-weit diese Systeme Auswirkungen auf das Prell- sowie das Nachsetzverhalten der Schweißzange auswirken. Desweiteren wird eine Variation der Zangenarmgeometrie und -steifigkeit durchge-führt, um deren Einfluss auf das Schweißergeb-nis zu untersuchen. 7 Literatur [1] U. Gärtner, R. Winkler, SLV Duisburg und

H. Polrolniczak, Moers: Neue Elektroden-kraftsysteme zum Widerstandspunkt- und Buckelschweißen – Lärmminderung und schweißtechnische Eigenschaften, DVS Be-richtsband 189, Mai 1998

[2] Sato,T.; Katayama, J.: Mechanical proper-ties of Spot welding machines and the ef-fects on weld quality. Welding Internatio-nal, Band 2 (1988), Seite 57-63

[3] Dorn, l.; Ping, Xu: Untersuchung zum Ein-fluss der mechanischen Maschineneigen-schaften beim Widerstandspressschweißen mit Hilfe einer Simulationseinrichtung. Schweißen und Schneiden, Band 42 (1990), Seite 40-44

[4] Dorn, l.; Ping, Xu: Einfluss der mechani-schen Maschineneigenschaften auf die Elektrodenstandmenge beim Widerstands-punktschweißen. DVS-Bericht, Band 143 (1992), Seite 139-144

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Energieeffizienz durch Verschleißbeständigkeit – Mit dem Plasma-Pulver-Schweißverfahren Kosten reduzieren F. Podlesak und G. Bürkner, Institut für Fertigungstechnik/Schweißtechnik, TU Chemnitz

Die Warmumformung ist ein etabliertes Verfahren zur Herstellung hochfester Bleche. Die auftreten-den mechanischen und thermischen Belastungen führen jedoch zu einem hohen Verschleiß des Umformwerkzeugs. Muss dieses oft gewechselt werden, erhöhen sich Materialeinsatz und Kosten. In den Untersuchungen soll die Standzeit von Umformwerkzeugen durch geeignete Beschichtun-gen deutlich vergrößert werden. Dazu werden entsprechend beständige Werkstoffe mit dem Plas-ma-Pulver-Auftragschweißen aufgebracht.

1 Einleitung Hohe Oberflächentemperaturen und mechani-sche Belastungen führen an Umformwerkzeu-gen zu einer Vielzahl von Verschleißerschei-nungen. Neben abrasiv und adhäsiv bedingten Abnutzungen kommt es aufgrund von hohen Temperaturgradienten zwischen Oberfläche und Kernmaterial zu thermischen Spannungen, wel-che die Lebensdauer deutlich verkürzen können [1]. Führen die beschriebenen Probleme zu Ris-sen, Ausbrüchen oder Masseverlust, so ist ein Werkzeugaustausch unumgänglich. Dies verur-sacht zum einen erhöhte Nebenzeiten in der Produktion, zum anderen entstehen Kosten durch die notwendige Herstellung von neuen Umformwerkzeugen. Für die Warmumformung wird in der Regel Warmarbeitsstahl eingesetzt. Dieser besitzt eine gute Warmfestigkeit, welche jedoch bei hohen Einsatztemperaturen ihre Grenzen erreicht. Die Verwendung alternativer Werkstoffe würde erhöhte Beständigkeiten er-möglichen, ist jedoch aufgrund der damit ver-bundenen Materialkosten unwirtschaftlich. Eine Lösung ist die Verbindung unterschiedlicher Werkstoffeigenschaften. Beim Beschichten wer-den günstige Grundmaterialien mit beständigen Zusatzwerkstoffen vor Abnutzung geschützt. Einsatz finden dabei vornehmlich Eisen-, Nickel- oder Kobaltbasislegierungen, welche auch über 500 °C ihre Verschleißbeständigkeit besitzen [2]. 2 Zielstellung Das Plasma-Pulver-Auftragschweißen (PPA) stellt eine geeignete Technologie zur Herstel-lung von Schichten dar. Es erlaubt das Auftra-

gen mit einer variablen Abschmelzleistung bei einem gleichzeitig geringen Aufmischungsgrad. Zudem bestehen aufgrund der Pulverform des Zusatzwerkstoffes mehr Freiheiten in der Aus-wahl der Materialien, als bei der Verwendung von Schweißdraht. Des Weiteren sind die Licht-bogenparameter sowie die Zugabe von Zusatz-werkstoff voneinander unabhängig, so dass sich eine einfache Parametereinstellung ergibt. In den Versuchen werden Legierungen auf Kobalt-basis genutzt, welche das Umformwerkzeug un-ter hoher mechanischer sowie thermischer Be-anspruchung beständiger machen. Daraus er-geben sich im Produktionsablauf geringere Aus-fallzeiten sowie ein geminderter Bedarf an Neu-teilen. Die Werkstoffe werden in Bezug auf ihre Verarbeitbarkeit und in Hinblick auf ihren Nutzen betrachtet und verglichen. Als Randbedingung besteht dabei eine maximale Schichtdicke von 2 mm, um den Materialbedarf und den Energie-eintrag zu minimieren. 3 Experimentelle Unter-

suchungen

3.1 Eingesetzte Werkstoffe Als Substrat kam in den Untersuchungen der Warmarbeitsstahl X38CrMoV5-3 (Werkstoff-nummer 1.2367) zum Einsatz. Dieser wird häu-fig für die Herstellung von Umformwerkzeugen verwendet. Er besitzt ein martensitisches Gefü-ge und eine Härte von 600 HV. Als Zusatzwerk-stoff wurden Pulver verwendet, welche unter den Handelsnamen Tribaloy sowie Stellite ge-führt werden. Dabei handelt es sich um die

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Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung der Werkstoffe (in Gewichts-%) Material Fe Co C Cr Mo Si W V Ni Mn 1.2367 Rest 0,4 5,0 0,4 0,5 0,4

Stellite 1 < 2,5 Rest 2,5 30,0 1,0 13,0 < 3,0 Stellite 12 < 2,5 Rest 1,5 30,0 1,5 8,5 < 3,0 1,0

T-400 Rest 8,5 29,5 2,6

Hartlegierungen Stellite 1, Stellite 12 sowie Tri-baloy T-400. Die chemische Zusammensetzung ist Tabelle 1 zu entnehmen. Gemein ist den Zu-satzwerkstoffen, dass Kobalt die Grundlage bil-det. Dieses verfügt über eine gute korrosive und thermische Beständigkeit. Der hohe Verschleiß-widerstand wird bei Stelliten durch die Zugabe von Chrom und Wolfram sowie Kohlenstoff, bei Tribaloy Legierungen durch Chrom, Molybdän sowie Silizium erreicht. Trotz der unterschiedli-chen Bestandteile ist den Kobaltbasislegierun-gen gleich, dass die Zusätze in der abkühlenden Schmelze in Form von Karbiden oder intermetal-lischen Phasen ausgeschieden werden. Die Be-ständigkeit der Legierung gegen Verschleiß wird hauptsächlich durch den Anteil dieser Hartpha-sen bestimmt. Des Weiteren hängen die me-chanischen Eigenschaften mit der Erstarrung der Legierung zusammen. In Abhängigkeit des Legierungsgehaltes kann diese unter- und über-eutektisch sowie eutektisch erfolgen. Bei gerin-gen Anteilen an Hartphasen bildenden Elemen-ten erstarrt in binären Systemen primär die duk-tile Metallmatrix, bis der Legierungsanteil in der Schmelze den eutektischen Punkt erreicht. Da-nach entsteht aus der Restschmelze ein Eutek-tikum aus Matrix und Hartphase. Diese Art des Gefüges gilt als duktil und gut schweißgeeignet. Die Härte und mechanische Beständigkeit ist je-doch vergleichsweise gering. Übereutektische binäre Legierungen bilden bei der Erstarrung aus der Schmelze primär Hartphasen aus. In der Restschmelze sinkt dabei der Anteil an Legie-rungselementen bis zum eutektischen Punkt. Danach bildet sich wiederum ein Eutektikum aus. Beschichtungen mit diesem Gefüge besit-zen eine sehr hohe Härte und einen guten Ver-schleißwiderstand. Sie sind jedoch aufgrund ih-res geringen Verformungsvermögens anfällig für Risse. Vor allem bei Auftragschweißungen kön-nen Spannungen aufgrund der unterschiedli-chen Wärmeausdehnungskoeffizienten von Ko-balt und Stahl so nicht ausreichend durch Ver-

formungen abgebaut werden und es kommt zu Brüchen im Beschichtungswerkstoff. Für An-wendungen in Mühlen oder ähnlichen Anwen-dungen mit geometrisch unbestimmter Oberflä-che sind diese nicht als kritisch zu betrachten. In der Warmumformung von Blechen hingegen sind sie nicht zulässig. Es ist bei der Werkstoff-auswahl ein Kompromiss aus Verschleißbestän-digkeit und Duktilität einzugehen [3]. In Stelliten sind sowohl Chrom- als auch Wolframkarbide die Hartphase. Sie besitzen eine hohe Härte und eine gute thermische Beständigkeit. Das Gefüge von Tribaloy enthält keine Karbide. Die ge-wünschten Eigenschaften werden hier durch die Bildung intermetallischer Phasen erreicht. Dabei handelt es sich um so genannte Laves Phasen, welche im betrachteten Werkstoff die Zusam-mensetzung Co3Mo2Si haben [4].

3.2 Versuchsablauf Für erste Untersuchungen wurden Platten aus dem Substratwerkstoff im Format 90 x 90 x 9 mm beschichtet. Die Auftragsschweißung erfolg-te über eine Plasma-Pulver-Schweißanlage der Firma Plasmastar. Als Brenner wurde aufgrund der geringen Schichtdicke und der damit ver-bundenen kleinen Stromstärken ein Mikroplas-mabrenner eingesetzt. Manipuliert wurde er über einen 6-Achs Industrieroboter von Reis Robo-tics. Zuerst erfolgten Versuche zur Parameter-findung, um eine gewünschte Schichtdicke mit einem definierten Aufmischungsgrad zu erzeu-gen. Zur Vorbereitung wurde die Probenoberflä-che mit Aceton gereinigt. Um notwendige Vor-wärmungen zu realisieren, wurden die Bleche entsprechend in einem Ofen aufgeheizt. Der Temperaturverlauf nach der Herausnahme wur-de über ein Kontaktthermometer registriert. Die Schweißungen erfolgten in einer Lage mit über-lappenden Pendelraupen (siehe Bild 1). Mit einer Wasserstrahlschneidanlage wurden den geschweißten Blechen Proben entnommen und metallografisch aufbereitet. Um die Durch-

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mischung zu bestimmen wurden Makro-, für die Betrachtung des Gefüges Mikroschliffe herges-tellt. Für lichtmikroskopische Betrachtungen wurden diese angeätzt. Des Weiteren wurden Härtemessungen nach Vickers durchgeführt. Die chemische Zusammensetzung wurde über eine EDX Analyse an einem Rasterelektronenmik-roskop (REM) ermittelt.

Bild 1 PPA Auftragsschicht mit überlappenden Pen-delraupen 4 Ergebnisse Ziel war zu Beginn die Ermittlung geeigneter Pa-rameter. Diese sollten eine fehlerfreie Naht bei einer möglichst geringen Aufschmelzung des Grundwerkstoffes realisieren. Weiterhin bestand die Forderung, dass die Schichtdicke möglichst minimiert werden sollte. Je kleiner diese ist, des-to enger wird jedoch auch das entsprechende Parameterfenster. Bei Dicken unter 3 mm reicht eine geringe Änderung in der eingebrachten Streckenenergie, dass es zu einer fehlerhaften Anbindung oder zu einer erhöhten Aufmischung kommt. Welche Auswirkung diese auf das ent-stehende Gefüge hat, zeigen die Bilder 2 sowie 3. Hierbei wurde der gleiche Zusatzwerkstoff (Tribaloy T-400) mit unterschiedlichen Parame-tern aufgetragen. Bei der in Bild 2 zu sehenden Probe wurde ein geringer Aufmischungsgrad er-reicht. Laut EDX Analyse enthält die resultieren-de Legierung so auch einen geringen Anteil an Eisen. Wie der Aufnahme zu entnehmen ist, er-starrt die Schmelze übereutektisch. Zuerst bil-den sich die intermetallischen Laves Phasen aus (Punkt 1). Sinkt der Anteil an Molybdän, so entsteht ein lamellares Eutektikum, welches aus der Kobaltmatrix und der Lave Phase besteht

(Punkt 2). Punkt 3 zeigt die zuletzt erstarrte Restschmelze, welche hauptsächlich aus Kobalt mit nur geringen Legierungsanteilen besteht. Mit bis zu 700 HV besitzt dieses Gefüge eine sehr hohe Härte.

Bild 2 REM Aufnahme einer geschweißten T-400 Probe mit < 10 % Aufmischung

Bild 3 REM Aufnahme einer geschweißten T-400 Probe mit 30 % Aufmischung Im Gegensatz dazu ist in Bild 3 der gleiche Zu-satzwerkstoff mit einer starken Aufmischung in Folge ungünstiger Parameter zu sehen. Durch einen hohen Eisenanteil in der Schmelze kommt es zu einer untereutektischen Erstarrung. Die Laves Phasen treten nicht mehr mit dem ur-sprünglichen Volumenanteil auf und das Gefüge verliert so deutlich an Härte und mechanischer Beständigkeit. In den Versuchen konnte bei die-ser Aufmischung in der Beschichtung nur noch eine Härte von maximal 400 HV gemessen wer-den. Die gleiche Auswirkung konnte an den Zu-satzwerkstoffen Stellite 1 sowie Stellite 12 fest-gestellt werden. Dabei wurde durch einen zu hohen Eisenanteil die Karbidbildung im Gefüge

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vermindert. Im Verlauf der Versuche konnte auch bei einer geringen Schichtdicke von 2 mm ein Aufmischungsgrad von unter 10 % erreicht werden, so dass der Eisenanteil im Schmelzbad begrenzt wird. Ein weiteres in den Untersuchungen aufgetrete-nes Problem war das der Rissbildung. Zum ei-nen konnte diese in der Beschichtung auftreten, zum anderen in der Wärmeeinflusszone (WEZ) des Grundwerkstoffes. Infolge der unterschiedli-chen Wärmeausdehnung von Kobalt zu Stahl kommt es mit der Hitzeeinwirkung des Schweiß-prozesses mit anschließender Abkühlung zu thermisch induzierten Spannungen. Besitzt die Auftragschweißung einen hohen Anteil an Kar-biden oder Laves Phasen, so können diese nicht abgebaut werden und es kommt zur Bildung von Rissen. Vornehmlich trat dieses Problem in den Versuchen mit Tribaloy T-400 und Stellite 1 auf. Stellite 12 besitzt aufgrund des niedrigeren Kar-bidanteils eine höhere Risssicherheit und ist als unkritisch zu betrachten. Noch größer als in der Beschichtung ist die Rissgefahr in der Wärmeeinflusszone des Subs-trates. Der rein martensitische Chromstahl gilt als bedingt schweißgeeignet, da es bei zu schneller Abkühlung zu Aufhärtungsrissen kommt. Versuche ohne Vorwärmung führten zu einem Anstieg der Härte in der WEZ von bis zu 750 HV. Infolge thermischer Spannungen rissen diese Proben in der kompletten Wärmeeinfluss-zone aus. Aufgrund der Problematik wurden unterschiedli-che Vorwärmtemperaturen für das zu beschich-tende Blech untersucht. Damit es zu einem ge-ringen Temperaturabfall und damit zu kleinen thermischen Spannungen kommt wurde eine 20 mm dicke ebenfalls vorgewärmte Unterlage aus dem hochlegierten Stahl 1.4301 genutzt. Durch die geringe Wärmeleitfähigkeit konnte die Vorwärmtemperatur während des Schweißpro-zesses konstant gehalten werden. Nach den Versuchen wurden die Bleche wieder für eine langsame Abkühlung in den Ofen gelegt, so dass eine zu starke Aufhärtung in der Wärme-einflusszone vermieden werden konnte. Mit optimierten Schweißparametern sowie einer angepassten Vorwärmung war es möglich, hoch verschleißfeste Schichten auf Kobaltbasis auf Warmarbeitsstahl fehlerfrei aufzutragen. In

Bild 4 ist der Härteverlauf der unterschiedlichen Beschichtungsmaterialien unter der Verwendung gleicher Parameter zu sehen. Der Übergang zur Wärmeeinflusszone des Grundwerkstoffes ist dabei kaum auszumachen, da der Warmarbeits-stahl ebenso eine hohe Härte bei Raumtempe-ratur besitzt. Die erreichten Werte von über 700 HV mit Stellite 1 versprechen in Hinblick auf eine Verschleißreduzierung eine deutliche Ver-besserung für die Warmumformung, da die Warmhärte bei Stahl bei Temperaturerhöhung deutlich fällt, während sie bei Kobaltbasislegie-rungen bis zu 700 °C bestand hat.

Bild 4 Härteverlauf unterschiedlicher Beschich-tungsmaterialien 5 Zusammenfassung In den vorgestellten Untersuchungen wurden mögliche Beschichtungen für Werkzeuge in der Warmumformung betrachtet. Dabei muss ein Kompromiss aus erreichbarer Schichthärte und einer möglichst geringen Rissanfälligkeit einge-gangen werden. Die Kobaltbasislegierung Stelli-te 12 ließ sich dabei aufgrund ihrer hohen Zä-higkeit ohne besondere Vorbehandlungen schweißen. Der Werkstoff besitzt gegenüber den anderen untersuchten Legierungen auf-grund eines geringen Karbidanteils jedoch nur eine begrenzte Härte und Verschleißbeständig-keit. Die Legierungen Stellite 1 sowie Tribaloy T-400 müssen auf vorgewärmtes Blech aufgetra-gen werden, wobei die Vorwärmtemperatur bei mindestens 400 °C liegen sollte. Sie sind also nur als bedingt schweißgeeignet zu betrachten. Allein die Verwendung eines martensitischen Chromstahls macht eine Wärmebehandlung

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notwendig. Die erreichten Härten lassen eine deutlich erhöhte Beständigkeit des Werkstückes, vor allem bei hohen Einsatztemperaturen ver-muten. 6 Ausblick In weiteren Untersuchungen muss die Eignung unter realen Einsatzbedingungen ermittelt wer-den. Dazu werden thermische Zyklen, Ver-schleißtests bei hohen Temperaturen und Schweißversuche an realen Werkzeugen vorge-nommen. Sind die gewonnen Erkenntnisse erfolgreich umgesetzt, so wird der wirtschaftliche und ener-getische Vorteil gegenüber unbeschichteten Bauteilen evaluiert. Am Schluss der Untersu-chungen soll ein langlebiges und kostengünsti-ges Umformwerkzeug entstehen, welches eine energieeffizientere Produktion in der Warmum-formung ermöglicht. 7 Danksagung Die Versuche finden im Rahmen des Technolo-gieclusters „Energieeffiziente Produkt- und Pro-zessinnovationen in der Produktionstechnik“ (eniPROD®) statt. Dieses Projekt wird gefördert von der Europäischen Union aus Mitteln des Eu-ropäischen Fonds für regionale Entwicklung (EFRE) sowie aus Landesmitteln des Freistaats Sachsen.

8 Literatur [1] O. Barrau et al.: Analysis of the friction and

wear behaviour of hot work tool steel for forging.

Wear 255 (2003) S. 1444-1454 [2] Y. Birol.: Thermal fatigue testing of Stellite

6-coated hot work tool steel. Materials Science and Engineering A 527

(2010) S. 6091-6097 [3] Berns, H.: Hartlegierungen und Hartver-

bundwerkstoffe. Springer Verlag Berlin Hei-delberg, 1998

[4] Y. Liu: Microstructure and wear property of

laser-clad Co3Mo2Si/Coss wear resistant coatings

Surf. Coat. Technol. (2010)

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Fehlerreduktion durch genaue Bestimmung der Wirkungsgrade von Schutzgasschweißverfahren A. Hälsig, S. Thurner und G. Bürkner, Institut für Fertigungstechnik/Schweißtechnik, TU Chemnitz

Wirkungsgrade von Schutzgasschweißverfahren werden stark von den eingestellten Prozesspa-rametern beeinflusst und weißen dadurch keine statischen Mittelwerte für ein bestimmtes Verfah-ren auf. Innerhalb der Untersuchungen wurden Prozessparameter wie Schweißleistung, Elektro-denabstand, Gaszusammensetzung, Gasmenge, Werkstoff oder Schweißgeschwindigkeit und de-ren Einfluss auf den effektiven thermischen Wirkungsgrad verschiedener Schutzgasschweißver-fahren analysiert. Zusätzlich wurden, bis dato noch völlig unbekannte, Wirkungsgrade von wär-meminimierten Schweißverfahren (CMT, ColdArc, MIG-AC-Löten, Impulslöten) als Absolutwerte ermittelt. Somit können unter anderem reale Wärmeinhalte im Werkstoff besser bestimmt werden, was für das Fügen temperatursensibler Werkstoffe (z.B. Feinkornbaustähle) unverzichtbar ist. Zu dem lie-fern die Ergebnisse definierte Vergleichsmöglichkeiten verschiedener Schutzgasschweißverfahren miteinander.

1 Problemstellung Für die Bestimmung der eingebrachten Energie ins Bauteil können die Schweißparameter hochgenau bestimmt werden, jedoch muss der thermische Wirkungsgrad des Schweißprozes-ses als statischer Wert verwendet werden. Die-ser ist in der Norm DIN EN 1011-1 festge-schrieben, aber bei der Analyse unterschiedli-cher Literaturquellen konnten Abweichungen von mehr als 15 % ermittelt werden. Diese An-gaben sind zudem schon mehrere Jahre alt, stark verallgemeinert und für neuartige Schweißtechnologien, wie wärmeminimierte Prozesse oder Hochleistungsprozesse, nicht vorhanden. Bei der Auswertung des aktuellen Forschungs-standes beschäftigten sich unter anderem Auto-ren dreier Artikel mit dieser Thematik. In [1] wurden verschiedene, auf dem Markt befindli-che, MAG und wärmeminimierte MSG-Schweißverfahren betrachtet. Die Wirkungs-grade wurden dabei mit einem Flüssigstick-stoffkalorimeter bestimmt und anhand DIN EN 1011-1 evaluiert. Dabei wurde festges-tellt, dass sich die effektiven Wirkungsgrade im Bereich zwischen � = 0,75 und � = 0,85 befin-den, weitgehend unabhängig vom Schweißver-fahren und den Parametern. Die größte Messunsicherheit liefert dabei das verwendete Kalorimeter. Die Probe wird außer-

halb geschweißt und erst anschließend das Ka-lorimeter bestückt, was teilweise erhebliche Wärmeverluste verursacht. In [2] wurde der Wirkungsgrad des Plasmaauf-tragsschweißens von Stellitpulvern untersucht. Jedoch wurde das Messverfahren nicht näher beschrieben und nur die Ergebnisse dargestellt. „Der thermische Wirkungsgrad des direkten Plasmalichtbogenfertigens betrug etwa 45 %. Die beste Abscheidung wurde bei kurzen Licht-bogenlängen und geringen Abscheidungsge-schwindigkeiten des Zusatzwerkstoffs erreicht.“ Dabei wird erwähnt, dass der Wirkungsgrad von bestimmten Prozessparametern beeinflusst werden kann. In [3] wurde der thermische Wirkungsgrad von WIG, Plasma, MSG und UP-Schweißverfahren mittels eines Seebeck-Kalorimeters bestimmt. „Den höchsten Lichtbogen-Wirkungsgrad er-reichten die Schweißverfahren mit abschmel-zender Elektrode (� = 0,84), den niedrigsten das Plasmaschweißen (� = 0,47).“ An Hand dessen wird deutlich, dass die Ten-denzen innerhalb der Literaturquellen überein-stimmen, jedoch eine systematische Aufarbei-tung, auch unter dem Gesichtspunkt der Para-metervariation, zwingend notwendig ist. Dies führt nicht nur zu einer hohen Unsicherheit bei der Verarbeitung hochfester Werkstoffe, welche eine gezielte Wärmeführung benötigen.

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Gleichzeitig bewirkt diese Unkenntnis ein hohes Fehlerpotential bei Simulationen von Schweiß-prozessen. Was nutzt die beste hochauflösende Mess-technik, wenn mit derartigen Fehlerquellen gearbeitet wird? Aus diesem Grund wurden bestehende aber auch moderne Schutzgasschweißverfahren ka-lorimetrisch untersucht, sowie Einflussgrößen und dazugehörige Parameter systematisch analysiert, welche den effektiven thermischen Wirkungsgrad von Schutzgasschweißverfahren beeinflussen. 2 Messprinzip Das zunächst favorisierte Differenz-Masse-Kalorimeter unter Verwendung von flüssigem Stickstoff wurde trotz hoher Messgenauigkeit und Reproduzierbarkeit auf Grund von zu ho-hen Messfehlern bei der Kalorimeterbestückung nicht weiter verfolgt. In Folge dessen wurde mit verschiedenen Diffe-renz-Temperatur-Kalorimetern unter Verwen-dung von Wasser als Kalorimeterflüssigkeit ex-perimentiert. Deren Grundprinzip besteht darin, dass direkt im Kalorimeter geschweißt wird und die Probe nach dem Schweißen im Kalorime-termedium versenkt ist. Dazu wird der Tempe-raturunterschied im Kalorimetermedium zwi-schen den Zuständen vor und nach dem Schweißen ausgewertet und damit die ein-gebrachte Energiemenge bestimmt. Im Ergeb-nis wurde ein Kalorimeter nach Bild 1 entwi-ckelt. Das Kalorimeter besteht aus einem nach oben geöffneten, isolierten Gefäß in dem die Probe schräg zum Wasserspiegel eingespannt ist. Der Schweißbrenner wird parallel zur Schweißprobe bewegt und der Wasserspiegel kontinuierlich nachgeführt. Der gewählte Aufbau ermöglicht das Schweißen langer Nähte und minimiert somit den Einfluss von Lichtbogenzündung und Lichtbogenabschaltung auf das Messergebnis des stationären Schweißprozesses. Dazu muss sichergestellt sein, dass der steigende Wasser-spiegel den Schweißprozess nicht beeinflusst.

Bild 1: Grundaufbau des entwickelten Differenz-Temperatur-Kalorimeters Gleichzeitig muss der Wasserspiegel möglichst nah am Schweißprozess positioniert werden, um die Abstrahlungsverluste der geschweißten Probenoberfläche minimal zu halten. 3 Versuchsdurchführung und

-auswertung Es wurde ein Großteil der derzeitig auf dem Markt befindlichen Schutzgasschweißverfahren untersucht und deren effektiven thermischen Wirkungsgrade bestimmt. Die hierfür untersuchten Verfahren sind: – WIG- Schweißprozess, – Plasmaschweißprozess, – MSG- Schweißprozess, – wärmeminimierte Schweißprozess

(ColdArc, CMT, MIG-AC, Impuls…). Zur Bestimmung des genauen effektiven ther-mischen Wirkungsgrades wurden für die ein-zelnen Schutzgasschweißverfahren Einfluss-größen wie: – Brenner- bzw. Elektrodenabstand, – Zusatzwerkstoff, – Materialstärke des Grundwerkstoffs, – Gaszusammensetzung und Gasmenge ver-

ändert. Zusätzlich wurden Parameter, wie: – Schweißleistung, – Drahtvorschubgeschwindigkeit oder – Polung der Elektrode variiert.

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Zur statistischen Absicherung wurden jeweils mindestens drei Versuche je Parameter bzw. Einflussgröße durchgeführt. 3.1 WIG-Schweißprozess Die durchgeführten Untersuchungen wurden mit einem Standard WIG-Brenner, einer d = 3,2 mm Wolframelektrode, einem Spitzen-winkel von � = 20°, einem Elektrodenabstand von s = 4 mm und einer Schutzgasmenge von V = 15 l/min durchgeführt. Bezug nehmend auf diese Randbedingungen wurden die oben be-schriebenen Parameter variiert. Der effektive thermische Wirkungsgrad nimmt mit steigender Schweißleistung ab. So fällt die-ser von � = 0,8 um 10 %, wenn die Schweiß-stromstärke von IS = 50 A auf IS = 300 A erhöht wird (siehe Bild 2). Trotz gleichem Elektroden-abstand wird mit zunehmender Schweißleistung der Lichtbogen breiter und die Lichtbogenman-telfläche steigt. Somit gelangt mehr Energie in Form von Abstrahlungsverlusten an die Umge-bung, wodurch dem Schweißprozess im Ver-hältnis weniger Leistung zur Verfügung steht.

Bild 2: Einfluss der Schweißleistung auf den Wir-kungsgrad des WIG-Schweißens (Parameter: s = 4 mm, 15 l/min Argon, 30 cm/min vS, Minuspo-lung) Bei Verwendung eines steigenden positiven An-teils der Polung (WIG-AC-Schweißprozess) an der Elektrode sinkt der effektive thermische Wirkungsgrad stetig. Grund hierfür ist die zu-nehmende thermische Belastung der Elektrode bei positiver Polung, wodurch weniger Energie ins Bauteil übertragen werden kann. Das be-deutet, die Pluspolung sollte nur dann ange-wendet werden, wenn dessen positive Wirkung

(z.B. Aufbrechen der Oxidschicht beim Verbin-den von Aluminium) tatsächlich benötigt wird. Durch Zumischung von Helium kann der effek-tive thermische Wirkungsgrad um etwa 3 % ge-steigert werden. Mit steigendem Heliumgehalt im Schweißschutzgas wird der Lichtbogen hei-ßer, der Einbrand zunehmend runder und die Naht breiter, wodurch eine höhere Schweißge-schwindigkeit und eine bessere Nahtqualität er-reicht werden kann. Gleichzeitig bewirkt eine breitere Schweißnaht, bei gleicher Nahttiefe, einen besseren Wärmeübergang innerhalb des Werkstoffs. Die Mantelfläche des Schmelzba-des im Grundwerkstoffinneren wird größer, was den Wärmetransport ins Bauteil begünstigt, weshalb ein höherer Anteil der eingebrachten Energie im Bauteil umgesetzt werden kann. In weiteren Betrachtungen wurde die Beimi-schung von 2,5 % bzw. 5 % Wasserstoff zum Argon untersucht, jedoch nur eine minimale Wirkungsgradsteigerung von 0,5 % ermittelt. Bei der Betrachtung des Einflusses der Gas-menge wurde ermittelt, dass der effektive ther-mische Wirkungsgrad um knapp 6 % auf � = 0,76 erhöht werden kann, wenn anstatt V = 5l/min V = 15 l/min Schutzgas verwendet werden (Stromstärke I = 100 A). Bei konstanter Gasdüsengeometrie bewirkt eine Steigerung des Volumenstromes eine vermehrte Strö-mungsgeschwindigkeit im Bereich des Lichtbo-gens. Deshalb kann mehr Wärme von der Elektrode ans Werkstück übertragen werden, wodurch der effektive thermische Wirkungsgrad des Prozesses steigt. Auch der Elektrodenabstand zum Werkstück hat einen großen Einfluss auf den effektiven thermischen Wirkungsgrad. Je größer der Ab-stand wird, desto kleiner wird der Wirkungs-grad. Dieser sinkt von � = 0,78 (s = 2 mm) um knapp 6 % auf � = 0,72 (s = 8 mm), bei einer verwendeten Schweißstromstärke von I = 100 A. Einen Teil der Begründung liefert die vergrößerte Mantelfläche des Lichtbogens, weshalb mehr Energie an die Umgebung abge-geben wird. Des Weiteren zeigt die axiale Tem-peraturverteilung im Lichtbogen, dass mit zu-nehmender Lichtbogenlänge die Temperatur der auftreffenden Schichten sinkt. Ein Einfluss der Blechdicke auf den effektiven Wirkungsgrad konnte nicht ermittelt werden.

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Der real ermittelte mittlere effektive thermi-sche Wirkungsgrad des WIG-Prozesses be-trägt � = 0,745, was eine Abweichung von knapp 15 % zu dem in DIN EN 1011-1 be-schriebenen Wert darstellt. Der Mittelwert wur-de dabei aus allen durchgeführten Versuchen des WIG-Verfahrens ermittelt. Dabei wurde der Einfluss von folgenden Parametern Stromstär-ke- und Abstandsveränderung, Wechselstrom-schweißungen, Anpassung der Gasmenge und Spitzengeometrie, Variation des Grundwerk-stoffs, sowie die Gaszusammensetzung bei der Betrachtung des Mittelwertes integriert. 3.2 Plasma-Schweißprozess Die durchgeführten Untersuchungen wurden mit einem Standard Plasma-Brenner, einer d = 4 mm Wolframelektrode, einem Spitzenwin-kel von � = 20°, einem Elektrodenabstand von s = 4 mm und einem Elektrodenrückstand r = 3 mm durchgeführt. Bezug nehmend auf diese Randbedingungen wurden die oben be-schriebenen Parameter variiert. Durch Erhöhung der Plasmastromstärke von I = 50 A auf I = 150 A reduziert sich der effekti-ve thermische Wirkungsgrad des Prozesses von � = 0,805 um knapp 3 %. Grund hierfür ist die leicht vergrößerte Lichtbogenmantelfläche und die größere Temperaturdifferenz zwischen Lichtbogenmantelfläche und der Umgebung, welche vermehrte Abstrahlungsverluste an die Umgebung bewirken. Diese Reduzierung fällt dabei etwa 50% geringer aus, als bei Betrach-tung des WIG-Prozesses in diesem Leistungs-bereich, was durch die starke Einschnürung des Lichtbogens beim Plasmaprozess hervor-gerufen wird. Die Zuführung von 5 % Wasserstoff zum Ar-gongasstrom bewirkt eine Steigerung des effek-tiven thermischen Wirkungsgrades um knapp 4 % auf einen Wert von knapp � = 0,78 (Strom-stärke I = 100 A). Im Vergleich zum WIG-Prozess ist diese Veränderung dabei fast vier-mal so groß. Durch die Heliumbeimischung reduzierte sich der effektive thermische Wirkungsgrad nur um knapp 4%. Somit konnte die erwartete starke Erhöhung, wie beim WIG-Prozess nicht erreicht werden. Dies ist auf die starke Einschnürung

des Lichtbogens zurück zu führen. Auf Grund dessen verändert sich die Lichtbogengeometrie kaum, weshalb auch das Nahtbreite-zu-Nahttiefe-Verhältnis annähernd unverändert bleibt. Gleichzeitig wird zur Ionisation der Licht-bogensäule eine höhere Schweißspannung be-nötigt, weshalb die eingesetzte Schweißleistung steigt, bei ähnlichem Energieumsatz im Werk-stück. Veränderungen der Plasma- bzw. der Schutz-gasmenge weisen jeweils ein Optimum auf, au-ßerhalb dessen kommt es in beide Richtungen zu einer Reduzierung des effektiven Wirkungs-grades. Eine vermehrte Gasmenge im Prozess erhöht den Druck auf das Schmelzbad, weshalb es nach Überschreitung eines Grenzwertes zum „Ausblasen“ der Schmelze kommt. Dieser optimale Bereich befindet sich bei der verwen-deten Brennertechnik bei VPl = 4 l/min Plasma-gas und VSG = 10 l/min Schutzgas und bewirkt einen effektiven thermischen Wirkungsgrad von � = 0,745. Diese Werte sind jedoch stark ab-hängig von der verwendeten Brennertechnolo-gie und -geometrie und sind deshalb individuell zu ermitteln. In manchen Fällen kann sogar ei-ne Plasmagasmenge von VPL = 12 l/min und mehr zu einer sauberen Naht ohne „Ausblasef-fekte“ führen Wie schon beim WIG-Prozess zu verzeichnen war, sinkt der effektive thermische Wirkungs-grad des Plasmaprozesses durch Erhöhung des Abstandes zum Werkstück. Im direkten Vergleich zwischen einem Abstand von s = 2 mm und s = 8 mm fällt der effektive ther-mische Wirkungsgrad um knapp 4 % auf � = 0,72. Der real ermittelte mittlere effektive thermi-sche Wirkungsgrad des Plasmaprozesses beträgt � = 0,74, was eine Abweichung von knapp 15% zu dem in DIN EN 1011-1 be-schriebenem Wert darstellt. Der Mittelwert wur-de dabei aus allen durchgeführten Versuchen des Plasma-Verfahrens ermittelt. Dabei wurde der Einfluss von folgenden Para-metern Stromstärke- und Abstandsverände-rung, Anpassung der Gasmengen und des Elektrodenrückstandes, Variation des Grund-werkstoffs, sowie die Gaszusammensetzung bei der Betrachtung des Mittelwertes integriert.

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3.3 MSG-Schweißprozess Die durchgeführten Untersuchungen wurden mit einem wassergekühlten MSG-Brenner durchgeführt. Bezug nehmend auf diese Rand-bedingungen wurden die oben beschriebenen Parameter variiert. Der effektive thermische Wirkungsgrad sinkt mit steigender Drahtvorschubgeschwindigkeit. Der Kurz- bzw. Übergangslichtbogen ist bis zu einer Drahtvorschubgeschwindigkeit von vD = 8 m/min deutlich effizienter als der Impulslichtbogen (siehe Bild 3). Ab vD = 10 m/min und einsetzen-dem Sprühlichtbogen bewirkt der Impulslicht-bogen einen höheren effektiven Wirkungsgrad. Analog zum betrachteten MAG-Prozess sinkt der Wirkungsgrad beim MIG-Schweißen von � = 0,91 um 11 % auf � = 0,80, wenn die Draht-vorschubgeschwindigkeit von vD = 2 m/min auf vD = 10 m/min erhöht wird. Grund hierfür ist der veränderte Energieübergang ins Werkstück. Während beim Kurzlichtbogen ein ungehinder-ter Stromfluss zwischen Draht und Werkstoff zum Zeitpunkt des Kurzschlusses stattfindet, ist der Lichtbogen beim Sprühlichtbogen länger und der Werkstoffübergang kurzschlussfrei und feintropfig. Dadurch steigen die Abstrahlungs-verluste an die Umgebung, der Energietrans-port von der Elektrode zum Werkstück wird verändert (nicht mehr direkt über den Zusatz-werkstoff, sondern über das Medium des Licht-bogens) und die umgesetzte Energiemenge im Werkstück sinkt.

Bild 3: Einfluss der Lichtbogenart auf den Wir-kungsgrad des MAG-Schweißens (Parameter: s = 18 mm, 15 l/min 95%Ar 5%CO2, ZW: G3Si1, 40 bis 110 cm/min vS)

Durch Beimischung von Kohlendioxid in das Argonschutzgas kann der effektive thermische Wirkungsgrad im Vergleich zwischen 5 % CO2 und 18 % CO2 um knapp 3 % gesteigert wer-den. Ab einem Wert von 25 % CO2 wird der Lichtbogen zunehmend unruhiger, die Tropfen größer und unregelmäßiger, was zu einer leichten Reduzierung des effektiven thermi-schen Wirkungsgrades an diesem Arbeitspunkt führt. Bei vermehrter Zumischung von Helium in das Argon-Schutzgas kann der effektive thermische Wirkungsgrad um bis zu 7 % auf � = 0,84 ge-steigert werden, was auf die breitere Schweiß-naht bei gleicher Schweißnahttiefe und dem folglich erleichterten Energieübergang ins Werkstück (innere Schweißnahtmantelfläche steigt) zurück zu führen ist. Je größer dabei die Mantelfläche ist, desto mehr Wärme kann über-tragen werden, was auch an Hand Formel 1 deutlich wird. Wärmedurchgang TtAkQ M �� *** (1) Im direkten Vergleich zwischen Aluminium- und Stahlschweißen bei vD = 10 m/min bewirkt das Schweißen von Aluminium einen um knapp 7 % höheren Wirkungsgrad. Dies ist vermutlich auf die bessere Wärmeleitung im Werkstoff und den geringeren Schmelztemperaturen zurück zu führen. Somit ist die Temperaturdifferenz zwischen Umgebung und Lichtbogenmantelflä-che geringer, weshalb die Abstrahlungsverluste geringer sind. Beim Plasmaschweißen beträgt der Unterschied zwischen beiden Werkstoffen hingegen nur knapp 3 %. In Folge einer vermehrten Zuführung von Schutzgas kann, wie auch beim WIG- und Plasmaprozess der effektive thermische Wir-kungsgrad gesteigert werden. Durch manuelle Anpassung der Schweißspan-nung, das heißt Veränderung der Lichtbogen-länge, kann der effektive thermische Wirkungs-grad des MSG-Prozesses stark beeinflusst werden. Je größer die Spannung eines stabilen Lichtbogens ist, desto geringer wird der effekti-ve thermische Wirkungsgrad. So sinkt dieser von � = 0,78 auf � = 0,69 ab, wenn die Schweißspannung um dU = 6 V erhöht wird.

96 DVS 270

Dieses Verhalten ist vermutlich, wie schon bei den nicht abschmelzenden Verfahren, auf die Vergrößerung der Lichtbogenmantelfläche (Er-höhung der Lichtbogenlänge) und dem somit vermehrten Energieverlust an die Umgebung zurück zu führen. Der real ermittelte mittlere effektive thermi-sche Wirkungsgrad des MSG-Schweiß-prozesses liegt innerhalb eines Bereiches von � = 0,745 und � = 0,885, was eine Abweichung von bis zu 9 % zu dem in DIN EN 1011-1 be-schriebenen Wert darstellt. Der Mittelwert wur-de dabei aus allen durchgeführten Versuchen des MSG-Verfahrens ermittelt. Dabei wurde der Einfluss von folgenden Parametern Drahtvor-schubgeschwindigkeits- und Abstandsverände-rung, Anpassung der Gasmengen und der Gaszusammensetzung, Variation des Werk-stoffs, sowie die Lichtbogenart bei der Betrach-tung des Mittelwertes integriert. Es ist somit von entscheidender Bedeutung, welche Parameter beim Fügen mit abschmel-zender Elektrode eingestellt werden, um mit den tatsächlich wirkenden Energieumsätzen im Bauteil zu arbeiten. 3.4 Wärmeminimierte Löt- bzw.

Schweißprozesse Die Bestimmung der effektiven thermischen Wirkungsgrade für moderne Schutzgas-schweißverfahren wurde zur besseren Ver-gleichbarkeit in einem definierten Arbeitsbe-reich durchgeführt. Dazu wurden gleiche Zu-satz- und Grundwerkstoffe verwendet, die Drahtvorschubgeschwindigkeit schrittweise zwischen vD = 2 m/min und vD = 8 m/min variiert und dazugehörig eine konstante Schweißge-schwindigkeit zwischen vS = 30 cm/min und vS = 60 cm/min eingestellt. Mit zunehmender Drahtfördergeschwindigkeit nimmt der effektive thermische Wirkungsgrad der verschiedenen wärmeminimierten Verfah-ren ab. Exemplarisch wird in Bild 4 der Wir-kungsgradverlauf beim Aluminiumschweißen mit dem Zusatzwerkstoff AlMg5 dargestellt. Je nach Verfahren ist dieser Verlauf im betrach-teten Arbeitsbereich unterschiedlich ausgep-rägt, so dass sich folgende durchschnittliche

Wirkungsgrade als Absolutwerte der Verfahren ergeben: – CMT-Prozess � = 0,830 – ColdArc-Prozess � = 0,865 – Impulslöten/-schweißen � = 0,815 – MIG-AC-Löten/Schweißen � = 0,775

Bild 4: Einfluss wärmeminimierter Verfahren auf den Wirkungsgrad beim Schweißen mit AlMg5 (Parame-ter: s = 18 mm, 15 l/min Argon, AlMg5 d = 1,0 mm, 30 bis 60 cm/min vS) Im Vergleich dazu kann mit Hilfe des Kurzlicht-bogens beim MSG-Prozess durchschnittlich ein effektiver thermischer Wirkungsgrad von maxi-mal � = 0,845 erzielt werden. Eine Klassifizierung der wärmeminimierten Fü-geverfahren ist innerhalb der untersuchten Ar-beitsbereiche nicht möglich, da die ermittelten Ergebnisse stark von der Gestaltung der Schweißkennlinie und der erzielten Schweißgü-te abhängen. Beispiel 1: CMT-Prozess Es wird deutlich, dass beim CMT-Prozess die höchsten effektiven thermischen Wirkungsgra-de bei geringen Drahtvorschubgeschwindigkei-ten zu erreichen sind (siehe Bild 5). Dieser be-trägt an der unteren Grenze der stabilen Licht-bogenausprägung bei vD = 2 m/min im Durch-schnitt � = 0,91. Bei einer Drahtvorschubge-schwindigkeit von vD = 8 m/min wird ein durch-schnittlicher Wirkungsgrad von � = 0,785 ermit-telt. Der durchschnittliche effektive thermische Wirkungsgrad des CMT-Prozesses, im betrach-teten Arbeitsbereich, beträgt � = 0,830.

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Bild 5: Einfluss des Drahtvorschubs auf den Wir-kungsgrad beim CMT-Prozess (Parameter: s = 18 mm, 15 l/min SG, Draht d = 1,0 mm, 30 bis 60 cm/min vS) Beispiel 2: ColdArc-Prozess Beim ColdArc-Prozess nimmt der effektive thermische Wirkungsgrad mit steigender Draht-vorschubgeschwindigkeit ab (siehe Bild 6). Je-doch verhält sich dieses Verfahren ungleich-mäßiger im unteren Leistungsbereich, weshalb auch beim Zusatzwerkstoff CuSi3 zwischen vD = 2 und 6 m/min ein Anstieg des effektiven thermischen Wirkungsgrades zu erkennen ist.

Bild 6: Einfluss des Drahtvorschubs auf den Wir-kungsgrad beim ColdArc-Prozess (Parameter: s = 18 mm, 15 l/min SG, Draht d = 1,0 mm, 30 bis 60 cm/min vS) Der durchschnittliche effektive thermische Wir-kungsgrad bei einer Drahtvorschubgeschwindig-keit von vD = 2 m/min beträgt � = 0,89. Dieser fällt im Verlauf bis vD = 8 m/min jedoch weniger stark auf einen Wert von � = 0,82 ab (Vergleich zum CMT-Prozess). Der durchschnittliche effek-tive thermische Wirkungsgrad des ColdArc-

Prozesses, im betrachteten Arbeitsbereich, be-trägt � = 0,865. 4 Schlussbemerkung In Tabelle 1 werden die ermittelten effektiven thermischen Wirkungsrade bekannter und mo-derner Schutzgasschweißverfahren der Norm DIN EN 1011-1 gegenüber gestellt. Tabelle 1: Vergleich der real ermittelten effektiven

thermischen Wirkungsgraden mit DIN EN 1011-1

Die hierdurch entstandenen spezifizierten Er-gebnisse können unter anderem für die Be-rechnung von t8-5-Werten beim Schweißen hochfester, temperatursensibler Stähle verwen-det werden, denn diese haben ein sehr kleines Verarbeitungsfenster, was eine möglichst ge-naue Kenntnis des effektiven thermischen Wir-kungsgrades voraus setzt. Zudem können die ermittelten Wirkungsgrade als Eingangsgröße für Simulationen verwendet werden. Simulationen an sich leben mit vielen Vereinfachungen, je genauer der Wirkungsgrad bekannt ist, umso besser bildet diese auch die Wirklichkeit ab. Im weiteren Verlauf werden zudem effektive thermische Wirkungsgrade von Hochleistungs-schweißprozessen, wie Tandem-Schweißen, Plasma-MIG- oder MSG-Flachdrahtschweißen ermittelt, um eine umfassende Betrachtung der Verfahren zu erhalten. 5 Danksagung Das Forschungsvorhaben IGF-Nr. 15.562B/ DVS-Nr. 03.078 der Forschungsvereinigung

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Schweißen und verwandte Verfahren e. V. des DVS wurde im Programm zur Förderung der Industriellen Gemeinschaftsforschung (IGF) vom Bundesministerium für Wirtschaft und Technologie über die AiF finanziert. Für diese Förderung wird gedankt. Gleichfalls gilt der Dank den an der Projektbearbeitung beteiligten Unternehmen des Projekt begleitenden Aus-schusses sowie der AIF. 6 Literatur [1] 17th International Conference Computer

Technology in Welding and Manufacturing, Cranfield, GB, 18.-19. Juni 2008, Autor: Nuno Pepe, David Yapp

[2] JOM-10. Proceedings of the International

Conference of Materials, Helsingor, DK, 11.-14. Mai 2001, Autor: Shinoda-T; Haya-shi-C; Kato-Y;TIB-RN9585(10), BAM-DS-Proc.13-D076/02

[3] Welding Journal, New York * Band 74

(1995) Heft 12, Autor: J.N. DuPont, A.R. Marder; Lehigh University, Bethlehem, US, ISSN 0043-2296, JC=1354

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Schweißeignung des Duplex-Stahls 1.4462 mit dem UP-Schweißverfahren – Problemstellungen und Lösungswege S. Brumm, Institut für Fertigungstechnik/Schweißtechnik, TU Chemnitz

Das Unterpulverschweißen wird in vielen Bereichen der industriellen Fertigung eingesetzt. Trotz der Vorteile wird das Verfahren zum Schweißen von Chrom-Nickel-Stählen nicht so eingesetzt, wie es seiner Wirtschaftlichkeit und Qualität der Schweißverbindung entspräche [1]. Das Schweißen von Duplex-Stählen erfordert Kenntnisse über die Gefügeausbildung sowie über die Entstehung unerwünschte metallische Phasen und Nitride. Denn dadurch verschlechtern sich die mechanisch-technologischen Eigenschaften der Schweißverbindung erheblich gegenüber de-nen des Grundwerkstoffes. In den Untersuchungen wird erforscht wie sich der Duplex-Stahl 1.4462 durch verschiedene Ver-fahrensvarianten des UP-Schweißens fügen lässt. Bei den Schweißversuchen wird insbesondere darauf geachtet, dass die mechanisch-technologischen Gütewerte eingehalten werden. Dazu wird die Gefügeausbildung beurteilt, der Deltaferritgehalt bestimmt sowie Härtemessungen und Zugver-suche durchgeführt.

1 Einleitung

Werkstoffe, die sich durch gute Korrosionsei-genschaften und hohe Festigkeitskennwerte auszeichnen, können zur Erzielung von wirt-schaftlichen Vorteilen genutzt werden. Eine Erhöhung der Festigkeit kann beispielsweise zu einer Reduzierung der Bauteildicke führen. Darüber hinaus kann eine Steigerung der Kor-rosionsbeständigkeit die Instandhaltungskosten senken. Um die wirtschaftlichen Vorteile solcher Werk-stoffe voll ausnutzen zu können, müssen Schweißverfahren bei der schweißtechnischen Verarbeitung gewählt werden, die eine hohe Abschmelzleistung und Wirtschaftlichkeit auf-weisen und eine Einhaltung der mechanisch-technologischen Gütewerte sicher gewährleis-ten. Dazu biete sich das Unterpulverschweißen an. Durch die verfahrenstypischen, großen Ab-schmelzleistungen und seinem guten thermi-schen Wirkungsgrad zählt es zu den Hochleis-tungsschweißverfahren. Die Erhöhung der Ab-schmelzleistung kann proportional in eine Stei-gerung der Schweißgeschwindigkeit umgesetzt werden. Dadurch sind hohe Schweißgeschwin-digkeiten möglich. Die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens wird weiterhin durch die Herstellung von qualitativ hochwertigen Schweißverbindun-

gen gesteigert. Bei der richtigen Einstellung der Parameter ist die Gefahr von Poren, Flanken-bindefehlern, Einschlüssen und Rissen mini-miert.

2 Werkstoffe

Duplex-Stähle vereinen die Eigenschaften von autenitischen und ferritischen Stählen. Das Ge-füge der Duplex-Stähle besteht aus einem fer-ritischen Grundgefüge mit 45 bis 60 % Austenit (Abbildung 1). Dabei sorgt der Austenitanteil für eine gute allgemeine Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit. Der Ferritanteil erhöht die Fes-tigkeit und die Beständigkeit gegenüber Span-nungsrisskorrosion (SpRK). Die Duplex-Stähle besitzen eine hohe Beständigkeit gegenüber der Chlorid-SpRK.

Abbildung 1: Gefüge des Duplex-Stahls 1.4462

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Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung 1.4462 [4] C Si Mn P max S N Cr Mo Ni

� 0,030 � 1,00 � 2,00 0,035 � 0,015 0,10 – 0,22 21,0 – 23,00 2,5 – 3,5 4,5 – 6,5

Die Bewertung der Lochkorrosionsbeständigkeit wird über die Wirksumme WS bzw. PRE (Pitting Resistanz Equivalent), welche von Lorenz und Médavar für austenitische Stähle ohne Stick-stoff entwickelt wurde, vorgenommen. Die Wirksumme berechnet sich für ferritisch-austenitische Stähle mit Molybdän wie folgt: – mit Stickstoff:

NMoCrWS %16%3,3% �� (1) Ist die Wirksumme größer als 32 sind die Stähle gegenüber Meerwasser beständig und bei Wer-ten größer 40, so wird diesen Stählen ein Super vorangestellt (Superduplex).

Abbildung 2: Konzentrationsschnitt durch das Dreistoffsystem Fe-Cr-Ni bei 70 % Fe [1] Duplex-Stähle werden in Bereichen eingesetzt, in denen korrosive Medien gelagert, befördert

oder verarbeitet werden. Addierend kommt der Einsatz im Schiffbau sowie Frachttankbau hinzu [2]. Der Brückenbau könnte zukünftig einen Anwendungsfall darstellen [3]. Die Abbildung 2 zeigt den Konzentrationsschnitt des Dreistoffsystems Fe-Cr-Ni bei 70 % Eisen. Es gilt aber nur bei unendlich langer Abkühlzeit und kann daher nicht zur Gefügevorhersage einer Schweißverbindung herangezogen wer-den. Der Stahl 1.4462 erstarrt primär ferritsch. Im Ferrit sind die unerwünschten Begleitele-mente wie Phosphor und Schwefel besser lös-lich als im Austenit. Dadurch ist bei den primär ferritisch erstarrten Stählen mit einer geringeren Heißrissanfälligkeit zu rechnen als bei den aus-tenitisch erstarrten. Nach der primär ferritischen Erstarrung setzt eine teilweise Umwandlung des Ferrits in Austenit ein. Der Vorgang wird durch die Legierungselemente und die Abkühl-zeit beeinflusst. Durch die Beeinflussung läuft die Ferrit-Austenit-Umwandlung unvollständig ab [1]. Die Tabelle 1 zeigt die Legierungselemente des Duplex-Stahl 1.4462. 3 Schweißtechnische Verar-

beitung

Aufgrund der hohen Abkühlgeschwindigkeiten beim Schweißen des Duplex-Stahls 1.4462 ist mit einem erhöhten Deltaferritgehalt in der Wärmeeinflusszone zu rechnen, weil der diffu-sionsgesteuerten Deltaferrtiumwandlung nicht genügend Zeit gegeben wird, um in Austenit umzuwandeln. In der Erwärmungsphase findet eine Umwand-lung des Austenits in Deltaferrit statt. Danach beginnt das Kornwachstum in der Deltaferritzo-ne. In der anschließenden Abkühlphase bildet sich der Austenit zurück. Die Deltaferrit-Austenit-Umwandlung beginnt je nach Abkühlgeschwindigkeit an den Korngren-zen oder im Korn, also in Bereichen, die an Cr und Mo verarmt sind.

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Aufgrund der geringeren Löslichkeit des Stick-stoffs im Deltaferrit als im Austenit kommt es zur Chromnitridbildung (Cr2N und CrN) und somit zur Chromverarmung im Deltaferritkorn. CrN entsteht bei Temperaturen unter 1100 °C und Cr2N unter 900 °C. Durch diese Nitride sinkt die Lochfraßbeständigkeit. Während der Abkühlung zerfallen die instabilen Nitride in Cr und N. Diese Legierungselemente lösen sich im Austenit. Eine langsame Abkühlung sorgt zwar für eine ausreichende Austenitbildung in der Hochtem-peraturzone der Wärmeeinbringzone, kann aber zu Ausscheidungen, wie der SIGMA-Phase (Fe, Cr) sowie der CHI-Phase (Fe36Cr12Mo10) und Metallkarbiden führen [5]. Diese spröden intermetallischen Phasen treten bei Temperaturen um 800 °C auf [6]. Des Weiteren besteht bei langsamer Abkühlung die Gefahr einer spröden Grobkornzone durch ein Kornwachstum des Deltaferrits. Darüber hinaus kann eine zu lange Haltezeit im Tempe-raturbereich zwischen 400 und 550 °C die 475 °C-Versprödung hervorrufen. Zur Veran-schaulichung der o.g. Ausführungen ist in der Abbildung 3 das Zeit-Temperatur-Ausschei-dungs-Diagramm dargestellt.

Abbildung 3: Zeit-Temperatur-Ausscheidungs-Diagramm des Duplex-Stahls 1.4462 [7] Der Abkühlvorgang sollte genügend lang sein, um eine Austenitbildung sicher zu gewährleis-ten [1], aber nicht zu ausgedehnt, um Grobkorn und spröde Phase zu vermeiden. Deshalb wird die Abkühlzeit auf den Bereich von 8 bis 30 s begrenzt [8]. Deshalb werden Duplex-Stähle mit einer höhe-ren Wärmeeinbringung als austenitische Stähle geschweißt.

Der geringe Kohlenstoffgehalt und der hohe Chromgehalt sorgen dafür, dass nicht mit inter-kristalliner Korrosion gerechnet werden muss. Laut [6] sollte die Streckenenergie (E) beim Schweißen von Duplex-Stählen zwischen 5 und 25 kJ/cm liegen. In [9] wird aufgezeigt, inwieweit sich die Streckenenergie beim Unter-pulverschweißen auf die Fehler der Schweiß-naht auswirkt. Es wurden die inneren Fehler mittels radiographischer Messmethoden (Rönt-gen) ermittelt. Untersucht wurden verschiedene Nahtvorbereitungen mit dem Ergebnis, dass beim UP-Schweißen mit Steckenenergien bis 25 kJ/cm unakzeptable Fehler, wie Bindefehler, ungenügende Durchschweißung, Schlacken-einschlüsse und Risse, in der Schweißnaht auftreten können. Durch die Erhöhung der Streckenenergie auf über 30 kJ/cm nimmt die Fehlerrate der Schweißnaht signifikant ab. Um eine ausreichende Austenitbildung im Schweißgut zu erreichen werden Drahtelektro-den eingesetzt, die erhöhte Anteile an Stickstoff und Nickel, also austenitbildende Legierungs-elemente, aufweisen [7, 10]. Die Aufmischung zwischen Grundwerkstoff und Zusatzwerkstoff ist gering zu halten, da dies zu einem unerwünscht hohen Austenitgehalt in der Aufmischungszone führt. Dadurch sinken die Festigkeit und die Beständigkeit gegenüber SpRK in der Aufmischungszone. 4 Unterpulverschweißen – Ver-

suchsdurchführung und Aus-wahl der Zusatzwerkstoffe

Für die Untersuchungen wurden verschieden Verfahrensvarianten des Unterpulverschwei-ßens herangezogen, die zu einer Steigerung der Wirtschaftlichkeit, d. h. Erhöhung der Ab-schmelzleistung und somit Erhöhung der Schweißgeschwindigkeit bzw. Reduzierung der Lagenanzahl führen sollen. Dazu wurden die UP-Verfahrensvarianten Eindrahtschweißen und Doppeldrahtschweißen mit dünnen Elek-troden sowie das Tandemschweißen in Ein-draht – Doppeldrahtanordnung untersucht. Die Schweißversuche erfolgten ohne Vorwärmung an 12 mm Blechen mit einer Y-Nahtvor-bereitung, welche mechanisch erzeugt wurden.

102 DVS 270

Die Zwischenlagentemperatur von 200 °C wur-de nicht überschritten. Die eingesetzten Zusatzwerkstoffe sind in Ta-belle 2 dargestellt. Tabelle 2: Verwendete Hilfs- und Zusatz-

werkstoffe Drahtelektrode Durchmesser

EN ISO 14343-A S 22 9 3 N L 3,2 mm EN ISO 14343-A G 22 9 3 N L 1,2 mm Pulver EN 760 - SA AF 2 54 DC

Das verwendete Schweißpulver des Aluminat-Fluorid-basischen (AF) Typs besteht im We-sentlichen aus den Bestandteilen Al2O3 und CaF2. Das im Schweißgut erzeugte Zu- und Abbrandverhalten dieses Pulvers ist neutral. Diese Pulver werden hauptsächlich mit legier-ten Drahtelektroden für das Schweißen nicht rostender Stähle und Nickellegierungen ange-wendet. Sie besitzen aufgrund des hohen Fluo-ridanteils eine gute Benetzungsfähigkeit und müssen im Vergleich zum aluminat-basischen Typ mit höherer Lichtbogenspannung verarbei-tet werden.

5 Auswertung und Ergebnisse

Die folgende Auswertung der Schweißversuche bezieht sich vorrangig auf die eingebrachte Wärmemenge, da diese von entscheidender Bedeutung bei der Ausbildung des Gefüges und somit ausschlaggebend für die mecha-nisch-technologischen Gütewerte ist. Die Proben wurden nach DIN EN ISO 15614-1 wie für eine Verfahrensprüfung üblich angefer-tigt.

5.1 Gefügeausbildung

Das Gefüge des Schweißguts bildet sich je nach eingebrachter Wärme unterschiedlich aus. Bei einer Streckenenergie von 11 kJ/cm stellt sich im Wesentlichen eine gleichmäßige Vertei-lung des Austenits im Deltaferrit ein. Mit stei-

gender Streckenenergie nimmt diese Gleich-mäßigkeit ab (siehe Abbildung 4).

Abbildung 4: Schweißgutgefüge links: E = 32,8 kJ/cm; rechts: E = 11 kJ/cm Bei Streckenenergien unter 20 kJ/cm findet keine starke Ausbildung einer Mittelrippe statt. Erst ab Steckenenergien über 20 kJ/cm ist eine Mittelrippe erkennbar. Aufgrund der höheren Abkühlgeschwindigkeit bei größeren Strecken-energien und der Tatsache, dass das Schweiß-gut senkrecht zur Schmelzlinie erstarrt, stoßen die Kristallisationsfronten aufeinander und bil-den die Mittelrippe. Bei zu hohen Abkühlge-schwindigkeiten und ungünstigem Nahtbreite/ -tiefe-Verhältnis besteht die Gefahr einer Lun-kerbildung, da das Schweißgut von der Naht-oberfläche aus erstarrt. Wenn die Erstarrung der Nahtoberfläche zu schnell stattfindet, kann kein flüssiges Metall nach fließen und es kommt zur Ausbildung eines Hohlraumes [11]. Die Breite der Wärmeeinflusszone ist abhängig von der Streckenenergie und nimmt mit stei-gender Wärmeeinbringung zu. Bei einer Stre-ckenenergie von 13,7 kJ/cm ist die Breite der WEZ ca. 80 �m und bei 33 kJ/cm ca. 350 �m.

5.2 Bestimmung des Deltaferrit-gehaltes

Der Deltaferritgehalt im Schweißgut und in der Wärmeeinflusszone wird ebenfalls wesentlich durch die Streckenenergie beeinflusst. Durch die Messungen des Deltaferritgehaltes kann festgestellt werden, dass im Schweißgut bei niedrigen Streckenenergien der Deltaferritge-halt etwas höher ist als bei größeren Strecken-energien. Die Ursache hierfür ist in der schnel-leren Abkühlung zu suchen, denn durch eine große Abkühlgeschwindigkeit wird der diffusi-onsgesteuerten Deltaferritumwandlung nicht genügen Zeit gegeben.

DVS 270 103

Diese Gefügeausbildung erfolgt in der Wärme-einflusszone gleichermaßen.

5.3 Härteprüfung

Des Weiteren wurde untersucht, wie sich die Streckenenergie auf die Härte des Schweißgu-tes und der Wärmeeinflusszone auswirkt. Durch die Härteprüfung wurde ersichtlich, dass mit sinkender Streckenenergie die Härte geringfü-gig ansteigt. Die Härte des Grundwerkstoffes beträgt 293 HV1. Bei geringer Streckenenergie (bis 13 kJ/cm) ist eine leichte Aufhärtung auf 307 HV1 zu verzeichnen, da das Gefüge einen höheren Deltaferritgehalt aufweist. Ab einer Streckenenergie von 17 kJ/cm liegen die Mit-telwerte der Härte auf dem Niveau des Grund-werkstoffes. Aufgrund des geringen Kohlenstoffgehaltes tritt keine nennenswerte Aufhärtung in und an der Wärmeeinflusszone auf. Aus den Ergebnissen der Härte- und der Delta-ferritgehaltmessung kann ein Zusammenhang hergestellt werden. In der Abbildung 5 ist dieser graphisch dargestellt. Mit einer Steigerung der Streckenenergie geht eine Senkung des Delta-ferritgehalts und der Härte einher. Es ergibt sich somit zwischen Schweißgutgefüge und Härte folgender Zusammenhang: Der Deltaferrit stei-gert und der Austenit senkt die Härte.

Abbildung 5: Zusammenhang zwischen Ferrit-gehalt und Härte

5.4 Zugfestigkeit

Darüber hinaus wurde erforscht, ob die Festig-keitseigenschaften des Schweißgutes und der Wärmeeinflusszone denen des Grundwerkstof-

fes entsprechen. Anhand von Zugversuchen konnte gezeigt werden, dass der Einfluss der Streckenenergie, in gewissen Grenzen (bis ca. 30 kJ/cm), keine negative Auswirkung auf das Zugfestigkeitsverhalten hat. Die Zugproben, die mit Streckenenergien von 11,1 bis 32,8 kJ/cm gefügt wurden, rissen im Grundwerkstoff. Um sicher zu stellen, dass die Zugproben im Grundwerkstoff versagen, folgten weitere Zugversuche mit überfräster Nahtüber-höhung. Auch bei diesen Zugproben zeigte die Schweißnaht eine höhere Festigkeit als der Grundwerkstoff. Das erzeugte Spannungs – Dehnungs – Diagramm entspricht dem des Grundwerkstoffes (Abbildung 6).

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700

800

0 2,5 5 7,5 10 12,5 15

Dehnung in %

Span

nung

in N

/mm2

Abbildung 6: Spannungs-Dehnungs-Diagramm

5.5 Zusammenfassung

Das UP-Schweißen bietet auch beim Fügen von Duplex-Stählen eine wirtschaftliche Alterna-tive zu anderen Schweißverfahren. Die untersuchten Proben zeigten sowohl in der Wärmeeinflusszone als auch im Schweißgut keine unzulässig hohen Ferritgehalte weder bei niedrigen noch bei hohen Streckenenergien. Darüber hinaus lagen die in der Wärmeein-flusszone und dem Schweißgut gemessenen Härtewerte nur unwesentlich über denen des Grundwerkstoffes. Durch die Zugversuche wurde nachgewiesen, dass auch bei hohen Streckenenergien die me-chanisch-techno-logischen Gütewerte des Grundwerkstoffes erreicht werden. Beim Schweißen von Duplex-Stählen kann also mit einer Streckenenergie über 25 kJ/cm gearbeitet werden, so dass die Einhaltung der erforderli-chen Gütewerte sichergestellt ist. In der Wirtschaftlichkeitsbetrachtung stellte sich heraus, dass das Tandemschweißen in Ein-

104 DVS 270

draht – Doppeldrahtanordnung die wirtschaft-lichste Variante der untersuchten UP-Verfahrensvarianten ist. Durch eine Einlagenschweißung konnten Schweißnähte mit guter Qualität erzeugt wer-den, die darüber hinaus die mechanisch-technologischen Güterwerte des Grundwerk-stoffes erreichten. Die Fertigungszeiten können damit gegenüber dem Doppeldrahtschweißen in Lage/Gegen-lage-Technik um bis zu 91 % verringert werden.

Literatur

[1] DVS Merkblatt 0946: Empfehlungen zum Schweißen von nichtrostenden austeni-tisch-ferritischen Duplex- und Superdup-lexstählen, Düsseldorf: DVS-Verlag, Feb-ruar 2004

[2] Karlsson L., Strömberg J., Rigdal S., Lake F.: Developments in welding of duplex stainless cargo tanks for chemical carriers; Duplex America 2000, S. 273 - 280, Hous-ton: 2000

[3] Sorrentino S.; Fersini M., Zilli G.: Compari-son between SAW and laser welding proc-esses applied to duplex structures for bridges; Welding Intetrnational, S. 687-698, Roma 2009

[4] Informationsstelle Edelstahl Rostfrei, Sohnstraße 65, 40237 Düsseldorf, 28.08.09: http://www.euro-inox.org/technical_tables/index.php

[5] Bonnel J.-M., Pease N.C., Cordari; Duplex and Superduplex cored wires: Modern con-sumables for modern steel; Duplex stainless steel, World Conference, S.1-12, Milano 2007

[6] Doyen R., Nies H.: Schweißbarkeit und Schweißen von Duplex-Stählen; Oerlikon Schweißmitteilungen, Band 49, 1991

[7] Strassenburg F. W., Wehner H.: Schwei-ßen nichtrostender Stähle, Düsseldorf: DVS-Verlag, 2000

[8] Schuster, J.: Schweißen von Eisen-, Stahl- und Nickelwerkstoffen, Düsseldorf: DVS-Verlag, 1997

[9] Nowacki J.: The influence of welding heat input on submerged arc welded duplex steel joints imperfections, Journal of Mate-rials Processing Technology, A 164-165 S. 1082-1088, Szczecin: 2005

[10] Sieurin H., Sandström R.: Austenite re-fomation in the heat-affected zone of du-plex stainless steel 2205, Materials Sci-ence and Engineering, A 418 S. 250-256, Stockholm: November 2006

[11] Müller P., Wolff L.: Handbuch des Unter-pulverschweißens, Teil I: Verfahren – Ein-stellpraxis – Geräte – Wirtschaftlichkeit, Teil II: Schweißzusätze und Schweißpul-ver, Düsseldorf: DVS-Verlag, 1983

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Reparaturschweißen von Aluminiumdruckgießformen Ch. Garthoff, S. Müller und K. Dilger, Institut für Füge- und Schweißtechnik, TU Braunschweig

Das Druckgießen von Aluminiumwerkstoffen ermöglicht die wirtschaftliche Fertigung gewichtsopti-mierter Bauteile bei gleichzeitig hoher Funktionsintegration. Ein wesentlicher Kostenfaktor dieses Urformverfahrens ist die Dauerform. Aufgrund der hohen thermischen und mechanischen Belas-tung werden zur Erzielung hoher Standzeiten Warmarbeitsstähle eingesetzt, deren Eigenschaften speziell auf die Anforderungen des Druckgießprozesses abgestimmt sind. Das Auftragschweißen verschlissener Druckgießformen nimmt dabei eine maßgebliche Rolle zur Steigerung der Form-standzeit ein, ist jedoch aufgrund der nur geringen Schweißeignung der Warmarbeitsstähle nicht ohne Weiteres durchführbar. In den hier vorgestellten Untersuchungen wurden das Auftragschwei-ßen und die Praxisbedingungen einer gießereiinternen Instandsetzung zunächst analysiert und darauf aufbauend optimiert.

1 Problemstellung Durch das Druckgießen wird ein breites Spekt-rum von endkonturnahen Gussteilen mit gerin-ger bis sehr hoher Komplexität aus Nichteisen-metallen gefertigt. Durch die Konkurrenz mit Gießereien in Niedriglohnländern sowie durch den Wettbewerb mit anderen Fertigungsverfah-ren sind die Gießereien bei der Herstellung ste-tig einem starken Kostendruck unterworfen. Das Druckgießwerkzeug hat dabei einen maßgebli-chen Einfluss auf die Wirtschaftlichkeit des Fer-tigungsprozesses, da bis zu 50% der Wert-schöpfung für die Fertigung, Reparatur, Wartung und Instandsetzung der Druckgießwerkzeuge aufgewendet werden. Bei einem unerwarteten Stillstand der Produktion aufgrund eines kriti-schen Fehlers im Druckgießwerkzeug ist das Reparaturschweißen oft die einzige Möglichkeit, zeitnah das Werkzeug wieder in die Produktion zu nehmen. Das Reparaturschweißen ausge-schossener Gießformen eröffnet weiterhin die Möglichkeit, das Druckgießwerkzeug auch nach Erreichen der Lebensdauer weiter zu betreiben, da oftmals nur einzelne Bereiche geschädigt worden sind. Durch den vermehrten Kosten-druck in den Gießereien gewinnt dieses Ein-satzgebiet des Reparaturschweißens vermehrt an Bedeutung.

1.1 Druckgießprozess Der Druckgießprozess ist ein industrielles Gieß-verfahren für mittlere bis große Stückzahlen, bei dem die flüssige Schmelze eines Leichtmetalls

(vorwiegend Aluminium) über die Gießkammer einer Druckgießmaschine mit einem Kolben in den Formhohlraum einer Dauerform gepresst wird. Die Formfüllzeit bewegt sich in einem Rahmen von 40 bis 200 ms, es ergeben sich während des Gießprozesses hohe Drücke von 200 bis 1200 bar und lokal sehr hohe Strö-mungsgeschwindigkeiten der flüssigen Schmel-ze (bis zu 150 m/s). Das Ausformen des erstarr-ten Gussteils erfolgt nach dem maschinellen Öffnen der beiden Formhälften durch in das Gießwerkzeug eingebrachte Auswerferstifte. Im Anschluss wird die Formoberfläche mit einem vorrangig wasserbasierten Trennstoff besprüht, um die Entformung des Gussteils beim nächsten Gießzyklus zu gewährleisten [1].

1.2 Schädigungsmechanismen von Druckgießformen

Während des Einsatzes ist die Druckgießform maßgeblich zwei Belastungskomponenten aus-gesetzt, die als Schädigungsmechanismen wir-ken. Die erste Komponente sind inhomogene und lokal instationäre Temperaturfelder, aus de-nen thermisch induzierte Dehnungen und somit Spannungen im Formwerkstoff resultieren. Die zweite Komponente ist der abrasive Verschleiß. Die Wirkungen, die der Belastungskomplex im Gießwerkzeug hervorruft, resultieren in drei re-levanten Schadensbildern: Brandrissen, Span-nungsrissen und abrasivem Verschleiß. Grund-sätzlich wird auch bei den Schadensbildern un-terschieden zwischen thermisch induzierten Ris-

106 DVS 270

sen im Werkstoff (Brandrisse, Spannungsrisse) und Oberflächendefekten infolge abrasiven Ver-schleißes [2]. Spannungsrisse entstehen an kerbbehafteten Bereichen eines Formeinsatzes infolge lokalen Materialversagens. Der Kerb kann sowohl geo-metrisch (Formkontur mit geringen Radien) als auch werkstoffseitig (Seigerungen im Form-werkstoff) vorhanden sein. Die entstehenden Risse sind charakterisiert durch eine hohe Riss-fortschrittsgeschwindigkeit und eine tiefes Hi-neinwachsen in den Formeinsatz (vgl. Bild 1). Mit der Rissentstehung ist gleichzeitig ein Abbau von Spannungen an der Oberfläche verbunden. Folglich ist die Anzahl der Risse in einem loka-len Bereich der Auswertung gering. Aufgrund der relativ großen Tiefe ist es häufig nicht mög-lich, Risse vollständig auszuarbeiten. In diesem Fall verbleibt im Wurzelbereich ein Kerb, der die Ursache für eine wesentlich verkürzte Lebens-dauer der Reparaturschweißung sein kann.

Bild 1: Spannungsrisse eines Wassermantelkerns in der Draufsicht und im Querschliff

Brandrisse hingegen finden sich überwiegend in ebenen und somit kaum kerbbehafteten Berei-chen mit einer hohen Temperaturwechselbelas-tung. Charakteristisch für diese Rissform sind ein ausgeprägtes Rissnetzwerk an der Oberflä-che sowie eine geringere Risstiefe gegenüber Spannungsrissen (vgl. Bild 2). Aufgrund der ge-ringeren Tiefe sind diese Bereiche bei einer gründlichen Vorbereitung der Schweißstelle un-problematischer für Reparaturschweißungen. Notwendig ist jedoch ein großflächiges Abtragen der degenerierten Oberfläche, was wiederum Schweißverfahren mit einer relativ großen Auf-tragsrate erfordert.

Bild 2: Rissnetzwerke einer Druckgießform nach Er-reichen der Standzeit

Als abrasiver Verschleiß wird die Werkzeug-schädigung infolge einer Mikrozerspanung der Oberfläche bezeichnet. Ausgelöst wird dieser Verschleiß durch gelöste Partikel in der Schmel-ze (vorwiegend Silizium) in Kombination mit ho-hen Strömungsgeschwindigkeiten und Schmel-zedrücken. Da diese Bedingungen insbesondere im Bereich des Anschnitts erfüllt werden, tritt die Verschleißursache bevorzugt in diesen Berei-chen auf (vgl. Bild 3).

Bild 3: Erosiver Verschleiß an den Radien eines Gießlaufs

1.3 Schweißbarkeit von Druckgieß-formen

Die Schweißeignung wird charakterisiert durch drei Einflussgrößen: den Werkstoff, durch kons-truktive bzw. fertigungstechnische Randbedin-gungen sowie durch das Schweißverfahren [4].

DVS 270 107

Grundwerkstoff und Schweißzusatz-werkstoff Hinsichtlich der mechanischen Eigenschaften wird für Druckgussanwendungen ein Werkstoff mit einer hohen Warmstreckgrenze, Duktilität sowie Bruchzähigkeit verlangt. Die Eigenschaf-ten müssen im vergüteten Zustand des Werk-stoffs vorliegen, somit ist auch die Einhärtbarkeit des Warmarbeitsstahls von Bedeutung. Als Werkstoff wird für Druckgussanwendungen bevorzugt Stahl der Sorte X38CrMoV5-1 (Werk-stoff-Nr. 1.2343) in unterschiedlichen Güten ein-gesetzt. Es kommen vermehrt Sondergüten ein-zelner Werkstofflieferanten zum Einsatz, die sich jedoch hinsichtlich ihrer chemischen Normana-lyse nicht signifikant von dem Werkstoff 1.2343 unterscheiden. Der hohe Gehalt an Sonderkar-bidbildnern (C, Cr) führt zu einer hohen Warm-streckgrenze und Kriechfestigkeit. Durch das Element Chrom in Kombination mit Kohlenstoff-gehalten von ca. 0,38 % wird weiterhin eine bessere Einhärtbarkeit erreicht. Aus den ge-nannten Legierungseigenschaften resultiert eine nur geringe Schweißeignung der beschriebenen Warmarbeitsstähle. Ohne eine entsprechende Vorwärmung des Grundwerkstoffs würde jede einzelne Schweißnaht unmittelbar vom angren-zenden, kalten Werkstück abgeschreckt werden. Die Folge ist eine frühzeitige Martensitumwand-lung und die damit verbundene Neigung zu Rissbildung und einem inhomogenen Gefüge.

Konstruktive sowie fertigungstechnsche Randbedingungen Die Oberfläche der Druckgießform enthält Reste des Formtrennmittels, Öle sowie weitere Ver-schmutzungen (bspw. Korrosionsprodukte), die in die rissbehaftete Oberfläche eindringen. Da sich diese Kontaminierungen negativ auf die Schweißbarkeit auswirken, ist eine Reinigung der Oberfläche zwingend notwendig. Um die geschädigten Bereiche für eine Repara-turschweißung vorzubereiten, stehen unter-schiedliche Methoden der Vorbehandlung zur Verfügung. Dabei existiert ein erheblicher Unter-schied hinsichtlich des Aufwands und der Güte der Vorbehandlung. Die Vorbehandlung mit dem geringsten Aufwand stellt das Reinigen der durch Trennstoffe und Öle kontaminierten Oberfläche mit lösemittelhal-

tigen Substanzen dar. Aufgrund der hohen Affi-nität dieser Hilfsstoffe zur Formoberfläche muss allerdings davon ausgegangen werden, dass diese nur unvollständig entfernt werden und so-mit den Schweißprozess negativ beeinflussen. Üblich ist daher das Abschleifen der auszubes-sernden Formenkontur. Gegenüber der rein chemischen Vorbehandlung kann bei einer me-chanischen Oberflächenvorbereitung gewähr-leistet werden, dass kontaminierte Bereiche der Formoberfläche den Schweißprozess nicht ne-gativ beeinflussen. Aufgrund des hohen Kriech-vermögens muss aber auch bei dieser Vorbe-handlungsmethode davon ausgegangen wer-den, das Öle und Trennstoffe während des Schweißprozesses aus Rissen heraustreten und die Güte der Schweißnaht negativ beeinflussen. Als Grundlage für eine prozesssichere Repara-tur kann daher das möglichst vollständige Aus-fräsen des geschädigten Bereichs in Verbindung mit einer vorgeschalteten Wärmebehandlung betrachtet werden. Bedingt durch das vollstän-dige Ausarbeiten sowie durch die Sublimation eventueller Hilfsstoffe durch die Wärmebehand-lung wird eine hohe Reinigungswirkung erzielt und die Grundlage für eine prozesssichere Schweißung geschaffen. Nachteilig bei diesem Verfahren ist der relativ große Aufwand der Vor-behandlung, da im Vergleich zu der rein chemi-schen Vorbehandlung und dem Abschleifen ein Abrüsten der Form erforderlich ist. Eine weitere Limitierung sowohl für die Oberflä-chenvorbereitung als auch für das Schweißen stellt oftmals die Zugänglichkeit dar. Aufgrund der zum Teil tiefen Konturen muss damit ge-rechnet werden, dass eine gleichmäßige Auf-trag- bzw. Reparaturschweißung nicht immer möglich ist [4].

Schweißverfahren Resultierend aus der erreichbaren hohen Güte der Schweißungen, stellt das WIG-Schweißen ein für das Reparaturschweißen von Druckgieß-formen prädestiniertes Verfahren dar und wird dementsprechend auch im VDG-Merkblatt M83 empfohlen [4]. Für den Einsatz dieses Prozes-ses sprechen vor allem die gute Kontrollierbar-keit des Schmelzbades sowie dessen Abschir-mung durch ein inertes Schutzgas.

108 DVS 270

Neben dem WIG-Schweißen ist in diesem Merkblatt als weiteres konventionelles Lichtbo-genschweißverfahren das Lichtbogenhand-schweißen aufgeführt. Vorteile dieses Verfah-rens sind vor allem die relativ kostengünstige Gerätetechnik und eine sehr gute Abschirmung des Schmelzbads gegenüber der Atmosphäre. Weiterhin findet vermehrt das Laserstrahl-schweißen Anwendung. Ausschlaggebend für den Einsatz dieses Verfahrens ist die geringe thermische Beeinflussung des Grundwerkstoffs.

2 Zielstellung / Lösungsansatz Die Schweißbarkeit von Dauerformen, die im Aluminiumdruckguss eingesetzt werden ist als gering zu bewerten. Maßgebliche Ursache hier-für ist die nur bedingte Schweißeignung der Warmarbeitsstähle. Aus diesem Grund verlangt die Ausführung von Schweißarbeiten an diesen Stählen die Aufstel-lung und Anwendung abgestimmter Schweiß-anweisungen. In vielen Fällen verfügen klein- und mittelständige Gießereien jedoch nicht über das für die diese Aufgabe nötige Praxiswissen und Erfahrung, was dazu führt, dass die Qualität der Reparaturschweißungen nicht reproduzier-bar ist. Fehlerhafte Auftragschweißungen verur-sachen wiederum hohe Folgekosten durch Na-charbeit. Ziel der hier vorgestellten Untersuchungen war die Erstellung einer Schweißanweisung für das Reparaturschweißen von Druckgießformen in einer mittelständischen Druckgießerei. Um die Wirtschaftlichkeit zu gewährleisten, bestand die Vorgabe, zur Durchführung der Reparatur-schweißungen bereits vorhandene Geräte- und Betriebstechnik zu verwenden. Den Ausgangspunkt für die Erarbeitung zielfüh-render Prozessparameter bildete das VDG Merkblatt M83 Schweißen von Druckgießfor-men. Dieses Merkblatt enthält eine Aufstellung technologischer Maßnahmen zu Reparatur-schweißungen an vorrangig eingesetzten Form-werkstoffen [5]. Der zur Lösung dieser Zielstel-lung erstellte Ansatz gliedert sich in drei Schritte:

� Der erste Schritt der Untersuchungen dient der Feststellung des Ist-Zustands zur Aus-führung von Reparaturschweißungen in ei-ner mittelständischen Druckgießerei.

� Aufbauend auf den im ersten Untersu-chungsschritt gewonnenen Erkenntnissen folgt im zweiten Teil der Bearbeitung die Identifizierung und Überprüfung geeigneter Maßnahmen zur Optimierung des Repara-turschweißprozesses.

� Der dritte Schritt stellt die Verifizierung der erarbeiteten Prozessparameter für die prak-tische Anwendung dar.

3 Ergebnisse

3.1 Festgestellter Ist-Zustand Das Reparaturschweißen der Dauerformen er-folgte zum Zeitpunkt der Untersuchungen unter Anwendung des Laserstrahl- und des Plasma-lichtbogenschweißens. Das Auftragschweißen mittels Plasmalichtbogen wird in der betriebsei-genen Instandhaltungsabteilung ausgeführt, wo-hingegen das Laserstrahlauftragschweißen ex-tern erfolgt. Die anlagentechnisch bedingte In-anspruchnahme eines externen Unternehmens impliziert einen erhöhten Aufwand durch den Transport der Form. Zur Beurteilung der mit den aufgeführten Schweißprozessen erreichbaren Qualität des Materialauftrags stellte der Projekt-partner Schweißproben zur Verfügung. Diese waren in Form eines Eckstoßes gemäß der in Bild 4 dargestellten Skizze ausgeführt.

1

3 42

a b Bild 4: a) Skizze zu Geometrie und Aufbau der Schweißproben und der b) bearbeiteten Endkontur

Entsprechend dem derzeitigen Arbeitsablauf zur Durchführung der Reparaturschweißungen wur-den die Proben zum Plasmaauftragschweißen mit artgleichem (1.2343) und artfremdem Auf-tragsschweißgut (1.2567), jeweils mit und ohne Vorwärmen angefertigt. Die relevanten Prozess-parameter der Schweißungen sind in Tabelle 1 zusammengefasst.

DVS 270 109

Tabelle 1: Parameter der Probeschweißungen (Plasmalichtbogenschweißen)

IS US Stromart /

Polung Durchmesser

Aufragwerkstoff 60 – 90 A 12 V DC / - 1,6 mm

Die Kriterien zur Bewertung der Materialaufträge sind die Härte der WEZ und des aufgetragenen Materials, das korrespondierende Mikrogefüge sowie im Makroschliff erkennbare Fehler. Im Hinblick auf die benannten Bewertungskrite-rien ist für die laserstrahlgeschweißten Material-auftragungen eine anforderungsgerechte Quali-tät festzustellen. Bild 5 zeigt hier, dass weder im Bereich der WEZ noch im Bereich des Schweißguts Aufhärtungen auftreten. In den an-gefertigten Makroschliffen zeigen sich nur gering ausgeprägte innere Fehlstellen tolerierbarer Größe.

Bild 5: Härteverlauf und Makroschliff einer Laser-strahlauftragschweißung

Der in Bild 5 zu erkennende Riss ist ein Span-nungsriss, der bereits vor der Auftragschwei-ßung vorhanden war und nicht vollständig ent-fernt wurde. Folglich ist dieser Riss nicht bei der Bewertung der Auftragschweißung zu berück-sichtigen. Des Weiteren spricht der aus der ex-ternen Durchführung resultierende zeitliche Mehraufwand gegen einen ausschließlichen Einsatz dieses Verfahrens. Dementsprechend

wurden die weiteren Untersuchungen auf den Plasmaauftragschweißprozess fokussiert. Die Bilder 6 und 7 zeigen die Ergebnisse der UCI-Härtemessungen sowie beispielhafte Mak-roschliffe von artgleichen, mittels Plasma- schweißen aufgetragener Schichten. Die Schweißung dieser Proben erfolgte sowohl mit als auch ohne Vorwärmen des Grundwerkstoffs auf 350 °C (vgl. Bild 6 und 7).

Bild 6: Härteverlauf und Makroschliff einer Plas-maauftragschweißung ohne Vorwärmen

Der im Bereich der Wurzel auftretende Fehler wird als Bindefehler in Folge geometrisch be-dingter, unvollständiger Erfassung der Nahtflan-ken charakterisiert (vgl. Bild 4). Die auf Grund der Härtemessungen vermutete Martensitbil-dung im Bereich der WEZ und des aufgetrage-nen Materials, konnte durch die Auswertung der Mikroschliffe bestätigt werden. Als mögliche Ursachen der beschriebenen nichtzulässigen Fehler der Schweißungen, konnten bei einer Analyse des Arbeitsablaufs vor Ort nachstehende Sachverhalte identifiziert werden:

� kein direktes Schweißen nach dem Vorwär-me, da erst ein Transport vom Ofen zur Schweißwerkstatt erfolgt

� wasserstoffhaltiges Schutzgas

110 DVS 270

� Zugluft � ungenügende Nahtreinigung � Kondensatbildung infolge niedriger Arbeits-

platztemperatur

Bild 7: Härteverlauf und Makroschliff einer Plas-maauftragschweißung mit Vorwärmen

Die Eliminierung der aufgeführten Fehlerquellen durch eine entsprechende Umstellung des Arbeitsablaufs bilden die ersten Maßnahmen zur Verbesserung der Reparaturschweißungen.

3.2 Identifizierung und Überprüfung von Optimierungsansätzen

Die Auswertung der Analyse des Ist-Zustands ergab, dass der primäre Faktor zur Verbesse-rung des Auftragschweißprozesses die Tempe-raturführung ist. Die Empfehlungen des VDG-Merkblatts M83 be-rücksichtigend, ergaben sich hieraus folgende Optimierungsansätze: � Vergrößerung der t8/5-Zeit durch Erhöhung

der Vorwärmtemperatur kombiniert mit einer isolierenden Abdeckung und dem Schwei-ßen direkt nach der Entnahme aus dem Ofen.

� Anlassen des aufgetragenen Schweißguts unmittelbar aus der Schweißwärme, zur Ein-stellung des im Grundwerkstoff vorliegenden Vergütungsgefüges.

� Wechsel des Schweißprozesses von Plas-malichtbogenschweißen zum WIG-Schwei-ßen, mit der Intention, einen höheren Wär-meeintrag zu erzielen.

Bei der Temperaturführung vor dem Schweißen ist zu beachten, dass entsprechend des ZTU-Diagramms des Stahls 1.2343 erst bei t8/5-Zeiten oberhalb von acht Minuten die ausschließliche Bildung von Martensit unterbunden wird [6]. Da folglich die Bildung von Martensit und damit Aufhärtungen nicht zu vermeiden sind, ist ein dem Schweißen nachgelagertes Anlassen des Gefüges notwendig. Gemäß den Herstelleran-gaben zur Vergütung des vorliegenden Stahls, waren die Schweißproben zwecks Einstellung des Vergütungsgefüges in den Auftragschichten und der WEZ zwei Stunden bei 580 °C anzulas-sen. Im Bezug auf die Wärmebehandlung des Stahls 1.2343 ist die im Temperaturintervall 450 °C bis 550 °C auftretende Anlassversprödung zu be-achten [6]. So wurde analog zu den ersten Pro-beschweißungen eine Vorwärmtemperatur von 350 °C beibehalten. Die aufgeführten Maßnahmen bildeten die Grundlage einer vorläufigen Schweißanweisung, unter deren Anwendung Proben zur Überprü-fung der Wirksamkeit der Optimierungsansätze geschweißt wurden. Die aufgetragenen Schich-ten bestanden wiederum aus artgleichem (1.2343) sowie artfremdem (1.2567) Zusatz-werkstoff. Eine Überschicht der durchgeführten Schweiß-versuche ist in Tabelle 2 enthalten. Tabelle 3 gibt die eingestellten Prozessparameter wieder.

Tabelle 2: Plan der Schweißversuche zur Prüfung der Optimierungsansätze

Schweiß-prozess

Zusatz-werkstoff

Messungen / Untersuchungen

WIG 1.2343 � t8/5-Zeiten � Temperaturverlauf der

Wärmebehandlung � Metallographie � Härtemessung

Plasma 1.2343

WIG 1.2567

Plasma 1.2567

DVS 270 111

Tabelle 3: Prozessparameter der Probeschwei-ßungen zur Prüfung der Optimierungs-ansätze

Verfahren IS US Stromart /

Polung DurchmesserZusatzwerkst.

WP 45 A 25 V DC /- 1,6 mm

WIG 120 A 12 V DC / - 1,6 mm

Das Beibehalten der bereits für die Schweißung der Ausgangsproben verwendeten Form als Grundkörper für den Materialauftrag gewährleis-tete die Vergleichbarkeit zwischen dem ur-sprünglichen und dem optimierten Schweißpro-zess. Der Einsatz sowohl des Plasmalichtbogen- als auch des WIG-Schweißens diente einer ersten Abschätzung des Einflusses des Verfahrens auf die erzielte Qualität der Auftragschichten. Messungen der t8/5-Zeiten mittels in das Schmelzbad eingebrachter Thermoelemente sowie der Temperaturen während der Wärme-nachbehandlung ermöglichten die Überprüfung der Temperaturführung. Die Untersuchung der Schweißproben erfolgte analog zum ersten Abschnitt der Arbeiten in Form von Härtemessungen, Makro- und Mikro-schliffen. Während der Ausführung der Probe-schweißungen konnte für den Plasmaschweiß-prozess eine t8/5-Zeit von 3,3 s und für den WIG-Prozess von 3,8 s ermittelt werden. Die mit dem Wechsel des Schweißprozesses beabsichtigte höhere Wärmeeinbringung ist damit als erkenn-bar, jedoch nicht signifikant zu bewerten. Die Auswertung der Aufzeichnung des Tempe-raturverlaufes während der Wärmenachbehand-lung ergab für die Aufheizphase eine Verweil-dauer von 55 Minuten im Temperaturintervall der Anlassversprödung. In der Abkühlphase bet-rug die Durchgangszeit durch den kritischen Be-reich 15 Minuten, da die Abkühlung außerhalb des Ofens stattfand. Die Makroschliffe zeigen sowohl bei artgleichem als auch bei artfremdem Auftragschweißgut ei-nen geringeren Grad der Fehlerbildung unter Anwendung des WIG-Prozesses. Bespiele der Makroschliffe und Härteverläufe artgleicher Auf-tragungen mittels Plasma- und WIG-Schweiß-prozess sind in den Bildern 8 und 9 beigefügt.

Die Härte der artgleichen Auftragschweißungen liegt bei den WIG-geschweißten Proben zwi-schen 550 und 650 HV, bei plasmageschweiß-ten Proben zwischen 600 und 650 HV (vgl. Bild 8 und 9). Die Auftragschweißungen mit dem Zu-satzwerkstoff 1.2567 zeigten vergleichbare Här-tewerte.

Bild 8: Härteverlauf und Makroschliff einer artglei-chen WIG-Auftragschweißung

Aus den Ergebnissen der Härtemessungen er-gibt sich ein nur geringer Einfluss des eingesetz-ten Lichtbogenschweißverfahrens auf die Auf-härtung des Gefüges. Als hauptsächliche Ursache der nach wie vor als unzulässig hoch zu bewertenden Aufhärtung des Schweißgutes und der WEZ wird von einer noch nicht ausreichenden Wärmenachbehand-lung ausgegangen. Die Reduzierung der Härte stellt somit einen weiteren Schritt zur Optimie-rung des Konzepts für das Reparaturschweißen dar. Um die Aufhärtungen auf ein anforderungs-gerechtes Maß zu reduzieren, besteht der An-satz, die Verweilzeit auf der Anlasstemperatur von 580 °C zu verlängern und die Proben res-pektive die reparaturgeschweißte Form im Ofen abkühlen zu lassen.

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Bild 9: Härteverlauf und Makroschliff einer artglei-chen Plasmaauftragschweißung

4 Zusammenfassung und Ausblick

Im Ergebnis der durchgeführten Untersuchun-gen konnte durch Umsetzung der Optimierungs-ansätze eine Minimierung von Fehlern in den aufgeschweißten Materialschichten erzielt wer-den. Hinsichtlich der untersuchten Schweißverfahren ist das WIG-Schweißen zur Durchführung der Auftragschweißungen als tendenziell besser ge-eignet zu bewerten. Signifikante Unterschiede konnten im Vergleich zum Plasmaauftrag-schweißen nicht festgestellt werden. In Bezug auf die Aufhärtung des Auftrag-schweißguts und des Grundwerkstoffes im Be-reich der WEZ ist zu beachten, dass dies werk-stoffbedingt nicht zu vermeiden ist. Ein Vorwär-men ist dessen ungeachtet zur Vermeidung von Rissen unumgänglich. Die Einstellung des ge-wünschten Vergütungsgefüges muss über eine entsprechende Wärmenachbehandlung erfol-gen. Die hierzu im ersten Optimierungsschritt gewählten Parameter haben sich als noch nicht zielführend erwiesen. Es wird jedoch davon

ausgegangen, dass durch eine langsamere Ab-kühlung ein anforderungsgerechtes Auftragge-füge generiert werden kann. Dies zu überprüfen ist die Aufgabe weiterer Untersuchungen. Der Verlauf der bisherigen Untersuchungen lässt den Schluss zu, dass nach Abschluss der Arbeiten das Ziel eines definierten Prozesses zum Reparaturschweißen von Druckgießformen weitestgehend erreicht ist.

5 Literatur [1] Brunhuber, E., Giesserei Lexikon, 16. Aufl.,

Schiele&Söhn, 1994

[2] Müller, S., Standzeiterhöhung von Druck-gießformen durch Gradientenwerkstoffe, DVS-Berichte Band 268, DVS Media GmbH, 2010

[3] Dilthey, U., Schweißtechnische Fertigungs-verfahren 2, Springer-Verlag Berlin Heidel-berg, 2005

[4] GSI SLV, SFI-Aktuell 2010, DVS Media 2010-07-29

[5] VDG-Merkblatt M83, Schweißen von Druck-gießformen, 2 Ausgabe, Februar 1993

[6] Uddeholm DIEVAR® Produktdatenblatt, Stand Ausgabe 4, 04.2010

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Beitrag zum wärmereduzierten MAG-Schweißen heißriss-empfindlicher Nickelbasislegierungen C. Fink und M. Zinke, Institut für Werkstoff- und Fügetechnik, Universität Magdeburg

Für den Dünnblechbereich entwickelte MAG-Schweißprozesse mit modifizierter Kurzlichtbogen-technik bieten eine aussichtsreiche Möglichkeit die auftretenden Heißrissprobleme bei der schweiß-technischen Verarbeitung korrosionsbeständiger Ni-Basiswerkstoffe besser zu beherrschen und die Qualität von Verbindungsschweißungen an diesen Materialien zu erhöhen. Für den Einsatz wärme-reduzierter MAG-Verfahrensvarianten waren für die Ni-Basislegierung NiCr22Mo9Nb (alloy 625, Werkstoff-Nr. 2.4856, UNS N06625) Schweißparameter und Schutzgase anhand von Auftrag-raupen zu ermitteln, die einen spritzerarmen Werkstoffübergang und ein gutes Benetzungsverhal-ten gewährleisten. Mehrlagige Auftragschweißgüter waren zudem verfahrensabhängig im Hinblick auf das Auftreten von Heißrissen und Bindefehlern zu charakterisieren und gegenüberzustellen.

1 Einleitung Nickelbasiswerkstoffe finden augrund ihrer hohen Beständigkeit gegenüber Nass- und/oder Hochtemperaturkorrosion breite Anwendung als Konstruktionswerkstoff in der Chemieindustrie, der Offshore-Technik, der Energie- und Umwelt-technik sowie der Automobilindustrie. Den he-rausragenden Gebrauchseigenschaften dieser Werkstoffe steht allerdings häufig nur eine be-dingte Schweißeignung gegenüber. Aufgrund ihrer primär austenitischen Erstarrung und der bei Raumtemperatur voll austenitischen Gefügestruktur neigen Nickelbasislegierungen konstitutionell bedingt zum Auftreten von Heiß-rissen in den zumeist artgleich gefertigten Schweißnähten. Aus schweißmetallurgischer Sicht werden als Gründe vor allem die hohe Sensibilität gegenüber dem Auftreten heißriss-verursachender niedrigschmelzender Eutektika bzw. spröder Phasen und die starke Neigung zum Auftreten von Mikroseigerungen genannt. Zugleich ist das austenitische Gefüge der Ni-ckelbasislegierungen in dem für Heißrisse cha-rakteristischen Temperaturbereich durch einen hohen Wärmeausdehnungskoeffizienten sowie eine geringe Wärmeleitfähigkeit gekennzeichnet. Neben Heißrissen treten beim Schweißen von Nickelbasislegierungen häufig intermetallische Phasen und Karbidausscheidungen im Gefüge und vor allem an den Korngrenzen auf, die sowohl die mechanisch-technologischen Eigen-schaften als auch die Korrosionsbeständigkeit herabsetzen können. Weitere typische Fehler

sind in Abhängigkeit von der chemischen Zu-sammensetzung der Nickelbasislegierung Poren in Verbindung mit stickstoffhaltigem Schutzgas sowie Bindefehler infolge des sehr zähflüssigen Schmelzbades und ein damit verbundenes schlechtes Benetzungsverhalten der Nickelba-sisschmelze. [1] Infolge der hier nur kurz geschilderten Probleme beim Schweißen von Nickelbasiswerkstoffen werden im einschlägigen Regelwerk technologi-sche Maßnahmen, wie eine Begrenzung der Streckenenergie und der Zwischenlagentempe-raturen sowie die Anwendung der Stichraupen-technik, gefordert. Trotz Einhaltung vorgegebe-ner Streckenenergien treten jedoch auch bei Einsatz etablierter Schweißprozesse, wie dem wirtschaftlichen MAG-Impulslichtbogenschwei-ßen, unter bestimmten – durch das Bauteil gegebenen – konstruktiven Bedingungen immer wieder und nicht reproduzierbar Heißrisse in Schweißnähten von Nickelbasiswerkstoffen auf.

2 Wärmereduzierte MSG-Lichtbogen-prozesse

Einen vielversprechenden Lösungsansatz, die schweißtechnische Verarbeitung von Nickelba-sislegierungen heißrisssicherer zu gestalten, bieten die in den letzten Jahren vor allem für den Dünnblechbereich im Automobilbau entwi-ckelten wärmereduzierten MAG-Schweißverfah-ren auf Basis modifizierter Kurzlichtbogentech-nik (KLB). Diese Lichtbogenprozesse ermögli-chen einen nahezu spritzerfreien Werkstoffüber-

114 DVS 270

Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung der Ni-Basislegierung (Gew.-%)

Werkstoffe Ni Cr Fe C Mn Si Mo Co Al Ti P S Cu SonstigesNiCr22Mo9Nb (W.-Nr. 2.4856) 61,20 21,33 4,47 0,021 0,09 0,21 8,62 0,09 0,14 0,20 0,005 0,01 0,02 Nb: 3,32

Ta: 0,01 S Ni 6625 (W.-Nr. 2.4831) 64,20 22,42 0,406 0,007 0,02 0,08 8,89 - 0,095 0,202 0,002 0,001 0,019 Nb: 3,55

gang mit deutlich abgesenktem Wärmeeintrag und sind so in der Lage Schweißnähte von hoher Qualität zu erzeugen ohne die Eigen-schaften wärmeempfindlicher Werkstoffe unzu-lässig zu verändern. [2] Für das wärmereduzierte Schweißen mit modifi-ziertem Kurzlichtbogen gibt es unterschiedliche Konzepte, von denen die im Rahmen der vor-gestellten Untersuchungen zum Einsatz kom-menden MAG-KLB-Verfahrensvarianten unter den Firmenbezeichnungen „CMT“ (Cold Metal Transfer), „Puls-Mix“ und „ColdArc“ angeboten werden. Eine Reduzierung des Wärmeeintrages beim Schweißen wird auf unterschiedliche Wei-se durch die Begrenzung des Kurzschlussstro-mes erreicht, so dass das Wiederzünden des Lichtbogens bei niedriger Stromstärke erfolgt. Beim CMT-Prozess wird der Strom während des Kurzschlusses elektronisch verringert. Zusätz-lich wird durch eine hochfrequente Drahtbewe-gung die Auflösung des Kurzschlusses durch das Zurückziehen der Drahtelektrode unter-stützt. Die Einbindung der Drahtbewegung in die digitale Prozessregelung macht für das CMT-Schweißen eine spezielle Anlagentechnik erfor-derlich. [2] Dagegen kann beim ColdArc-Prozess mit einem herkömmlichen Schweißbrenner gearbeitet wer-den, da die Begrenzung des Kurzschlussstro-mes ausschließlich auf elektronischem Weg erfolgt. Unmittelbar vor dem Wiederzünden des Lichtbogens wird der hohe Strom in einem Zeit-raum von weniger als 1 ms heruntergeregelt. Als Führungssignal für die Beeinflussung des Stro-mes dient die Spannung, die dauernd gemessen wird. Direkt nach dem Wiederzünden des Licht-bogens wird ein Aufschmelzimpuls gegeben, der eine immer gleiche Tropfenablösung und einen gleichmäßigen Prozessverlauf gewährleistet. [2] Der bereits aufgeführte CMT-Prozess kann als Weiterentwicklung zusätzlich mit dem Impuls-

lichtbogenprozess kombiniert werden. Dieser sogenannte Puls-Mix-Prozess ermöglicht etwas höhere Streckenenergien und eine bessere Einflussnahme auf die Schmelzbad- und Naht-geometrieausbildung. Durch die sehr unter-schiedliche Leistung der kombinierten Lichtbo-genarten entsteht eine etwas gröber geschupp-te, aber sehr gleichmäßige Nahtoberfläche. Die mit den vorgestellten wärmereduzierten MAG-Verfahren einhergehende Verringerung des Wärmeeinbringens und des Verzugs bzw. der Schweißeigenspannungen sollte sich güns-tig auf das Heißrissverhalten und auf die Seige-rungs- bzw. Ausscheidungsneigung von Schweißungen an heißrissempfindlichen Nickel-basislegierungen auswirken. Durch den gerin-gen Wärmeeintrag kann zudem die Einbrandtie-fe und Aufmischung signifikant reduziert werden, was industriell bereits bei der Herstellung von hoch Ni-haltigen Schweißplattierungen, z. B. in Form von Auftragschweißungen auf Flossen-rohrwänden, umgesetzt wird [3]. Die Anwen-dungsmöglichkeit der energiearmen MAG-KLB-Prozesse auch für das Verbindungsschweißen massiver Bleche im Dünn- und Dickblechbereich bzw. walzplattierter Bleche aus Nickelbasis-werkstoffen soll im Rahmen der vorliegenden und darüber hinausgehender Untersuchungen anhand ausgewählter wärmereduzierter Verfah-rensvarianten analysiert und bewertet werden.

3 Experimentelle Untersuchungen

3.1 Versuchswerkstoffe Gegenstand dieses Beitrages sind Untersu-chungen an der technischen Ni-Basislegierung NiCr22Mo9Nb (alloy 625, Werkstoff-Nr. 2.4856, UNS N06625) in Verbindung mit dem artglei-chen hoch Ni-haltigen Schweißzusatz S Ni 6625 (FM 625, Werkstoff-Nr. 2.4831), Ø 1,0 mm.

115 DVS 270

Die chemische Zusammensetzung der Ver-suchswerkstoffe gemäß Herstellerprüfzeugnis-sen ist in Tabelle 1 aufgeführt. Die niedrigge-kohlte Nickelbasislegierung NiCr22Mo9Nb wur-de im weichgeglühten Zustand verschweißt und zeichnet sich durch eine ausgezeichnete Nass-korrosionsbeständigkeit aus. Anwendungsberei-che finden sich bevorzugt in der chemischen Prozessindustrie, der Offshore- und Umwelt-technik.

3.2 Versuchskonzept Als wärmereduzierte MAG-KLB-Verfahrensvari-anten kamen der CMT-Prozess, der Puls-Mix-Prozess, sowie stichprobenartig der ColdArc-Prozess zum Einsatz. Als Referenzverfahren wurde zusätzlich das für Nickelbasislegierungen etablierte MAG-Schweißen mit Impulslichtbogen (ILB) verwendet. Alle Schweißungen wurden zum Gewährleisten konstanter Schweißparame-ter vollmechanisiert ausgeführt. Da beim Einsatz der modifizierten MAG-Kurzlichtbogenprozesse mit einer schlechten Benetzungsfähigkeit der Ni-Basisschmelze zu rechnen ist, bestand die Notwendigkeit werk-stoffangepasste Schweißparameter und Schutz-gase für den hoch Ni-haltigen Schweißzusatz S Ni 6625 anhand von Auftragraupen zu ermit-teln. Diese sollten zum einen einen stabilen, spritzerarmen Werkstoffübergang und zum anderen eine gute Nahtgeometrie, die der Be-wertungsgruppe B der DIN EN ISO 5817 [4] entspricht, gewährleisten. Als Schutzgase ka-men die in Tabelle 2 aufgeführten Gasgemische mit unterschiedlichem Helium-, Wasserstoff- und Aktivgasanteil zum Einsatz. Die beim Schwei-ßen genutzte Durchflussmenge blieb mit 13 l/min bei allen Versuchen konstant. Tabelle 2 Zusammensetzung der verwendeten

Schutzgasgemische

Schutzgas He H2 CO2 Ar (1) 50 % - 550 ppm Rest (2) 30 % 2 % 550 ppm Rest (3) 30 % 2 % - Rest (4) 15 % 1 % 550 ppm Rest Auf Basis der Ergebnisse dieser Schweißtech-nologieoptimierung waren im nächsten Schritt

mehrlagige Auftragschweißungen mit den ver-schiedenen MAG-Verfahrensvarianten zu reali-sieren, um den Einfluss der wärmereduzierten Schweißprozesse auf das Auftreten von Heiß-rissen und Bindefehlern im Mehrlagenschweiß-gut zu untersuchen. Die Messwerterfassung und -auswertung von Schweißstrom und Schweißspannung, sowie Gasdurchfluss und Drahtvorschub erfolgte mit dem WeldAnalyst der Fa. HKS Prozesstechnik GmbH. Die Abtastrate betrug 25,6 kHz.

4 Untersuchungsergebnisse

4.1 Technologieoptimierung anhand von Auftragraupen

Folgende Optimierungskriterien wurden bei der Ermittlung geeigneter Schweißparameter und Schutzgase insbesondere im Hinblick auf die Realisierung späterer Verbindungsschweißun-gen mittels der wärmereduzierten MAG-KLB-Verfahren herangezogen: � gutes Benetzungsverhalten, � hoher Aufmischungsgrad, � gute Prozessstabilität und � spritzerarmer Werkstoffübergang. Die Bewertung der Nahtgeometrie der Auftrag-raupen aus S Ni 6625 erfolgte im Querschliff anhand der geometrischen Kenngrößen Ein-brandtiefe, Nahtübergangswinkel, Nahtüber-höhung, Nahthöhe und Nahtbreite. Ausgangspunkt der Optimierung waren bereits existierende CMT- und Puls-Mix-Kennlinien für das Auftragschweißen von Nickelbasiswerkstof-fen. Um den für das Verbindungsschweißen notwendigen höheren Wärmeeintrag und damit ein besseres Einbrandverhalten zu erzielen, mussten die vorhandenen Kennlinien entweder in direkter Programmierung oder mit Hilfe von Korrekturwerten angepasst werden. Für das CMT-Schweißen ist in Bild 1 beispielhaft der Einfluss der Lichtbogenkorrektur auf die im Prozess eingebrachte Wärme (Streckenenergie) und das Einbrand- und Benetzungsverhalten (Einbrandtiefe, Nahtübergangswinkel) darges-tellt. Durch eine Erhöhung der Lichtbogenkorrek-tur kann der Wärmeeintrag beim CMT-Prozess gezielt gesteigert werden.

116 DVS 270

Lichtbogenkorrektur [%]

Nah

tübe

rgan

gsw

inke

l [°]

Stre

cken

ener

gie

Eef

f[k

J/cm

]E

inbr

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Bild 1 Einfluss der Lichtbogenkorrektur auf den Wärmeeintrag und das Einbrand- und Benetzungs-verhalten beim CMT-Schweißen Das Benetzungsverhalten, also das Anfließen des Schmelzbades an die Nahtflanken, ist gera-de bei dem hochviskosen Schmelzfluss der Ni-Basislegierungen von besonderer Bedeutung. Die Gefahr von Bindefehlern in Mehrlagen-schweißungen steigt bei einer schlechten Be-netzung stark an. Eine Verbesserung dieses Verhaltens kann durch eine Temperaturerhö-hung der zu benetzenden Nahtflanken erreicht werden, so dass sich die Erstarrung verzögert und das flüssige Schweißgut länger ausfließen kann. [5] Auf Grundlage dieser Erkenntnisse wurden im Rahmen der Parameteroptimierung die in Tabel-le 2 aufgeführten Schutzgase unterschiedlicher Zusammensetzung eingesetzt. In Übereinstim-mung mit der Literatur [5] konnte der Nahtüber-gang der untersuchten Nickelbasislegierung mit steigendem Heliumanteil im Schutzgas verbes-sert werden, Bild 2. Durch die guten Wärme-übertragungseigenschaften des Heliums werden ein Vorwärmen der zu benetzenden Nahtflanken und damit eine optimale Benetzung erreicht. Außerdem ließ sich der positive Effekt des ge-ringen CO2-Anteils im ppm-Bereich eindeutig nachweisen. Die Aktivgaskomponente setzt zum einen durch Oxidation die Oberflächenspannung der Schmelze herab und zum anderen bewirkt die in Lichtbogennähe auftretende exotherme Rekombination einen „Vorwärmeffekt“. Beides begünstigt ebenfalls das bessere Anfließen des Schmelzbades an die Nahtflanken [5]. Im Vergleich der in Bild 2 dargestellten Verfah-rensvarianten, CMT- und Puls-Mix-Schweißen, wird das bessere Benetzungsverhalten beim

Puls-Mix-Auftragschweißen über alle untersuch-ten Schutzgasgemische deutlich.

50% H

e,

550p

pm C

O 2, Res

t Ar

30% H

e, 2%

H 2,

550p

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O 2, Res

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15% H

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CMT-SchweißenPuls-Mix-Schweißen

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Bild 2 Einfluss des Schutzgases auf den Nahtüber-gang beim CMT- und Puls-Mix-Auftragschweißen Im Ergebnis der Technologieoptimierung wurden für die einzelnen MAG-Verfahren Schweiß-parameter ermittelt, mit denen sich der hoch Ni-haltige Schweißzusatz S Ni 6625 im CMT- und Puls-Mix-Prozess spritzerarm und mit hohem Aufmischungsgrad und gutem Benetzungsver-halten verschweißen lässt. In Abhängigkeit vom Schweißprozess wurden im Optimum unter-schiedliche Drahtvorschub- und Schweißge-schwindigkeiten ermittelt. Der Wärmeeintrag in Form der effektiv eingebrachten Streckenener-gie liegt bei CMT- und Puls-Mix-Prozess zwi-schen 4,0 und 5,1 kJ/cm und ist damit annä-hernd gleich dem des ILB-Referenzverfahrens, Bild 3. Bei allen drei Verfahren kam das Schutz-gasgemisch mit einem Heliumanteil von 50 % zum Einsatz (siehe Tabelle 2). CMT-Prozess Puls-Mix-Prozess ILB-Prozess

CMT Puls-Mix ILBvS [cm/min] 70 60 70vDr [m/min] 10,9 9,8 8,2Ieff/Im [A] 197,1/180,5 191,3/145,7 186,1/163,5Ueff/Um [V] 23,5/19,8 26,4/22,3 29,9/29,7Eeff/Em [kJ/cm] 4,0/3,1 5,1/3,3 4,8/4,2 Bild 3 Querschliffe und Schweißparameter der optimierten CMT-, Puls-Mix- und ILB-Auftragraupen

117 DVS 270

CMT-Schweißgut Puls-Mix-Schweißgut ILB-Schweißgut

Bild 5 Mikroheißrisse im ungeätzten Querschliff der mehrlagigen CMT-, Puls-Mix- und ILB-Auftragschweiß-güter des hoch Ni-haltigen Schweißzusatzes S Ni 6625 (W.-Nr. 2.4831)

4.2 Mehrlagige Auftragschweißungen Mit den im Rahmen der Technologieoptimierung ermittelten Schweißparametern aus Bild 3 wur-den mittels der verschiedenen MAG-Verfahrens-varianten (CMT, Puls-Mix, ILB) mehrlagige Auftragschweißungen zum Zweck einer selbst-beanspruchenden Heißrissprüfung erzeugt. Das Aufschweißen des Schweißzusatzes S Ni 6625 erfolgte in Form von sechs Schweiß-lagen als Auftragblock bzw. als einlagiger Auf-tragteppich auf ein artgleiches Ni-Basisblech aus NiCr22Mo9Nb mit den Abmessungen 150 x 70 x 5 mm, Bild 4. Dieses war zuvor auf eine dicke Platte aus ferritischem Stahl aufge-schweißt worden, mit dem Ziel möglichst hohe thermo-mechanische Spannungen und somit eine hohe Heißrisssensibilität zu erzeugen.

70 mm

150 mm6 Lagen(Block)

1 Lage(Teppich)

70 mm

150 mm6 Lagen(Block)

1 Lage(Teppich)

CMT Puls-Mix ILB Anzahl Raupen pro Lage:

12

10

9

Blockhöhe [mm]: 15 13 9 Bild 4 Lagenaufbau der mehrlagigen Auftrag-schweißungen und Lage der entnommenen Quer-schliffe (rot) Aufgrund des unterschiedlichen Wärmeeintra-ges bei den verschiedenen MAG-Verfahrens-varianten und den damit verbundenen Unter-schieden von Einbrandverhalten und Nahtgeo-metrie der Einzelraupen (siehe Bild 3) wurden

bei den Mehrlagenschweißungen verschiedene Blockhöhen und unterschiedlich viele Schweiß-raupen pro Lage realisiert, Bild 4. Die Zwischen-lagentemperaturen beim mehrlagigen Schwei-ßen betrugen max. 150°C. Die gefertigten Mehrlagenschweißungen wurden zur Bewertung der Heißrissigkeit einer visuellen Prüfung sowie nach der ersten, dritten und sechsten Schweißlage einer Farbeindringprü-fung auf Oberflächenrisse unterzogen. An keiner der Schweißgutproben waren mittels dieser Prüfmethoden Heißrisse nachzuweisen. Für die lichtmikroskopischen Untersuchungen wurden den Schweißungen Querschliffe, wie in Bild 4 dargestellt, entnommen und im polierten als auch geätzten Zustand betrachtet. Alle Schweißgutproben waren im Schliffbild binde-fehlerfrei gefertigt. Gleichzeitig wiesen alle Schweißungen unabhängig vom eingesetzten Schweißprozess vereinzelte Mikroheißrisse in der Wärmeeinflusszone der oberen Schweißla-gen sowie in den Schweißraupen am Blockrand auf, Bild 5. Die Auswertung der Gesamtlänge aller entstandenen Risse bezogen auf die jewei-lige Fläche des Schweißgutes ergab keinen signifikanten prozessbedingten Unterschied in der Heißrissanfälligkeit der einzelnen Schweiß-gutproben, Tabelle 3. Tabelle 3 Gesamtrisslängen der Mehrlagen-

schweißungen bezogen auf die Schweißgutfläche

CMT Puls-Mix ILB Gesamtrisslänge [�m]: 780 545 560 Schweißgutfläche [mm2]: 850 890 700

rel. Risslänge [�m/mm2]: 0,9 0,6 0,8

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Eine Reduzierung der Neigung zu Heißrissen durch den Einsatz der wärmereduzierten CMT- und Puls-Mix-Prozesse im Gegensatz zum konventionellen MAG-ILB-Schweißen konnte anhand der gefertigten Mehrlagenschweißungen somit nicht erkannt werden.

5 Ausblick Aufbauend auf den vorgestellten Ergebnissen werden im Rahmen weiterführender Untersu-chungen aktuell weitere Auftragschweißgutpro-ben mit einer für alle untersuchten MAG-Verfahrensvarianten konstanten Drahtvorschub- und Schweißgeschwindigkeit hergestellt. Bei gleicher Abschmelzleistung soll somit eine bes-sere Vergleichbarkeit hinsichtlich des Einflusses der wärmereduzierten Lichtbogenschweißpro-zesse auf die Heißrissanfälligkeit des hoch Ni-haltigen Schweißzusatzes S Ni 6625 erzielt werden. Im Vorfeld wurden die einzelnen MAG-Verfahrensvarianten anhand von Auftragraupen unter Einhaltung einer konstanten Drahtvor-schub- und Schweißgeschwindigkeit optimiert (vDr = 7,5 m/min, vS = 70 cm/min), Bild 6. CMT-Prozess ColdArc-Prozess

Eeff/Em = 2,0/1,2 kJ/cm Eeff/Em = 2,2/1,8 kJ/cm

Puls-Mix-Prozess ILB-Prozess

Eeff/Em = 2,4/1,5 kJ/cm Eeff/Em = 3,3/2,6 kJ/cm Bild 6 Querschliffe der über alle MAG-Prozesse mit konstanter Abschmelzleistung geschweißten Auftrag-raupen (vDr = 7,5 m/min, vS = 70 cm/min) mit Angabe der eingebrachten effektiven Streckenenergie Eeff

Im Querschliff zeigen sich aufgrund des unglei-chen Wärmeeintrages deutliche Unterschiede in der sich ausbildenden Nahtgeometrie. Auch der Unterschied zu den Auftragraupen der ersten Parameteroptimierung aus Bild 3 wird insbeson-dere hinsichtlich Einbrandtiefe und Nahtüber-gangswinkel deutlich. Die bei konstanter Ab-schmelzleistung eingebrachten effektiven Stre-ckenenergien sind um den Faktor 2 geringer und der Unterschied zum konventionellen ILB-Schweißen tritt deutlicher hervor. Auf Grundlage dieser Ergebnisse ist vor allem beim CMT- und ColdArc-Schweißen der mehrlagigen Auftrag-schweißgutproben von einer stark erhöhten Gefahr von Bindefehlern auszugehen. Im Rahmen des u. g. AiF-Forschungsvorhabens sind ferner weitere Untersuchungen zum Ver-bindungsschweißen der Nickelbasislegierung NiCr22Mo9Nb und anderer heißrissempfindli-cher Nickelbasiswerkstoffe mit den vorgestellten wärmereduzierten MAG-Verfahren vorgesehen.

6 Danksagung Die bisherigen Untersuchungen wurden aus Haushaltsmitteln des Bundesministeriums für Wirtschaft und Technologie (BMWi) über die Arbeitsgemeinschaft industrieller Forschungs-vereinigungen „Otto von Guericke“ e.V. geför-dert (AiF-Nr. 16.316 B / DVS-Nr. 01.069) und von der Forschungsvereinigung Schweißen und verwandte Verfahren e.V. des DVS unterstützt. Für diese Unterstützung sei gedankt.

7 Schrifttum [1] Herold, H.; Neubert, G.; Zinke, M.: Werk-

stoffverhalten von neuen korrosionsbestän-digen Stählen und Nickellegierungen beim Schweißen. DVS-Berichte Band 176 (1996), S. 153 - 158.

[2] Killing, R.: Mit geringem Wärmeeintrag schnell und sicher verbinden – Übersicht über die energiearmen MSG-Verfahren. Der Praktiker, Heft 2 (2006), S. 44 - 48.

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[3] Hoffmeister, W.: Technischer Stand beim Schweißplattieren im Kessel- und Anlagen-bau. Energie aus Abfall, Band 7 (2010).

[4] DIN EN ISO 5817: Schweißen – Schmelz-schweißverbindungen an Stahl, Nickel, Ti-tan und deren Legierungen (ohne Strahl-schweißen) – Bewertungsgruppen von Un-regelmäßigkeiten (10/2006) und Berichti-gungen (10/2007).

[5] Geipl, H.: Neue Entwicklungen beim Metall-Schutzgasschweißen von Ni-Werkstoffen. DVS-Berichte Band 170 (1995), S. 239 - 245.

120 DVS 270

Autorenverzeichnis N A M E I N S T I T U T E I N R I C H T U N G

Dipl.-Ing. Brumm, Stefan IFS TU Chemnitz

Dipl.-Ing. Denkert, Christian IOF TU Dresden

Dipl.-Wirtsch.-Ing. Fink, Carolin IWF Universität Magdeburg

Dipl.-Ing. Garthoff, Christian ifs TU Braunschweig

Dipl.-Ing. Gollnow, Christian IWF Universität Magdeburg

Dipl.-Ing. Göthel, Stefanie IFS TU Chemnitz

Dipl.-Ing. Großmann, Christoph IOF TU Dresden

Dipl.-Ing. Hälsig, André IFS TU Chemnitz

cand.-Ing. Häßler, Martin IOF TU Dresden

Dipl.-Ing. Husemann, Jahna ISF RWTH Aachen

Dipl.-Ing. Ince, Erdeniz ifs TU Braunschweig

M. Sc. Krasnorutskyi, Sergii IWF Universität Magdeburg

M. Sc. Minin, Elena ifs TU Braunschweig

Dipl.-Ing. Otten, Christian ISF RWTH Aachen

Dipl.-Ing. Petsch, Alexander ISAF TU Clausthal

Dipl.-Ing. Podlesak, Frank IFS TU Chemnitz

Dipl.-Ing. Schiebahn, Alexander ISF RWTH Aachen

Dipl.-Ing. Veit, Jascha ISAF TU Clausthal

Dipl.-Ing. Workowski, Michael ifs TU Braunschweig

31. Assistentenseminar Füge- und Schweißtechnik · Institut für Fertigung/Schweißtechnik der TU...

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