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Mikrostruktur und Eigenschaften stranggepresster sowie

kaltverformter Messinglegierungen

vorgelegt von

Diplom-Ingenieur

Björn Reetz

aus Berlin

Der Fakultät III – Prozesswissenschaften

der Technischen Universität Berlin

zur Erlangung des akademischen Grades

Doktor der Ingenieurwissenschaften

- Dr.-Ing. -

genehmigte Dissertation

Promotionsausschuss:

Vorsitzender: Prof. C. Fleck

Gutachter: Prof. Dr. rer. nat. W. Reimers

Gutachter: Dr. habil. C. Genzel

Tag der wissenschaftlichen Aussprache: 23.08.2006

Berlin 2006

D83

III

Abstract

Björn Reetz

Mikrostruktur und Eigenschaften stranggepresster sowie kaltverformter

Messinglegierungen

Die vorliegende Arbeit soll zum Verständnis der mikrostrukturellen sowie der Gefüge-

entwicklung beim Strangpressen und bei Kaltverformung von Messinglegierungen

sowie der daraus resultierenden mechanischen Eigenschaften beitragen.

Zur Charakterisierung des Strangpressens wurden Bolzen verschiedener Messingle-

gierungen im direkten bzw. indirekten Verfahren mit unterschiedlichen Verfahrens-

parametern verpresst. Die Variation des Zinkgehalts gestattet die Untersuchung aller

relevanten Parameter wie elastische Anisotropie, Stapelfehlerenergie und Gleitver-

halten, Versetzungsdichte und –anordnung, Zwillingsbildung, Textur und Phasenge-

halte. Mittels Licht- und Elektronenmikroskopie mit Electron Backscattered Diffraction

(EBSD), Härtemessungen sowie Laborröntgen- und Synchrotronröntgenbeugung

zwecks Phasen-, Textur-, Eigenspannungs- und Linienprofilanalysen wurden die

Mikrostrukturen und Gefüge nach dem Strangpressen charakterisiert und hinsichtlich

der Strangpressparameter einerseits sowie der mechanischen Eigenschaften der

Strangpressprodukte andererseits diskutiert.

Durch das Strangpressen wird das Gussgefüge der eingesetzten Bolzen infolge des

Zusammenspiels von plastischer Verformung, Erholung, Rekristallisation und im Fall

von CuZn37 sowie CuZn40Pb2 Phasenumwandlungen eingeformt, homogenisiert

und in ein verfeinertes Gefüge überführt. Die Kenntnis des Zusammenhanges

zwischen den Srangpressparametern und der Korngrößenverteilung, Texturkompo-

nenten und der Phasengehalte erlauben die gezielte Einstellung der Festigkeit und

des Umformvermögens der Strangpressprodukte.

An unterschiedlich stark verformten Proben aus im wesentlichen CuZn37 wurde die

mikrostrukturelle Entwicklung bei Kaltstauchung untersucht. Das Gefüge und die

Mikrostrukturen der kaltgestauchten Proben wurden mit den bereits zuvor genannten

Methoden sowie mittels Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) charakterisiert

und bezüglich der mechanischen Zwillingsbildung sowie der Versetzungsbewegung

diskutiert. Die Nichtlinearitäten und hkl-Abhängigkeiten der röntgenographisch

ermittelten sin2ψ-Verläufe, verursacht durch richtungsabhängige Mikroeigenspannun-

gen, wurden charakterisiert und vor dem Hintergrund der experimentell bestimmten

Mikrostrukturen und deren Entstehung interpretiert. Für die Beschreibung der

experimentellen Nichtlinearitäten und hkl-Abhängigkeiten der sin2ψ-Verläufe

gelangten das Reuss- bzw. das Sachs-Modell unter Berücksichtigung der Mikro-

strukturen zum Einsatz.

Abstract

Björn Reetz

Microstructures and mechanical properties of hot extruded and cold deformed

brass alloys

The thesis aims at the understanding of the microstructural evolution during the hot

extrusion and cold deformation of brass alloys and the mechanical properties which

result from the microstructures.

The hot extrusion comprised direct and indirect extrusion with different extrusion

parameters. In order to allow the discussion of the influence of the elastic anisotropy,

stacking fault energy, dislocation sliding, twinning, crystallographic texture and the

phase contents on the hot extrusion process, the brass alloys' zinc contents

investigated here range from 10 weight-%. to 40 weight-%. Light and electron

microscopy (SEM) with Electron Backscattered Diffraction (EBSD), hardness

measurements and laboratory res. synchrotron X-ray analyses for means of phase,

texture, residual stress and line profile analyses were performed for the

microstructural characterisation of the extrudates. The results were discussed in

respect with the hot extrusion parameters, on the one hand, and the mechanical

properties of the extrudates, on the other hand.

The interaction of plastic deformation, recovery, recrystallisation and, considering

CuZn37 and CuZn40Pb2, phase transformations results in homogeneous

microstructures with fine grain sizes compared to the initial state. The knowledge of

how the hot extrusion parameters affect the grain sizes distribution, the texture

components and the extrudates' phase contents allow to produce extrudates with

well defined mechanical strength res. formability.

Microstructural evolution during cold deformation was mainly investigated on

CuZn37. The methods already mentioned above in combination with transmission

electron microscopy (TEM) served for the microstructural characterisation of the cold

deformed samples and the interpretation in respect with both dislocation sliding and

twinning. The nonlinearities and the hkl-dependencies of the sin2ψ-distributions

obtained by the means of x-ray analysis were also investigated and discussed in

respect with the microstructures from cold deformation. The development of the hkl-

dependent residual stresses and the oscillations could be related to different

microstructures induced by cold deformation. The Reuss-model res. the Sachs-

model, taking into account the microstructures, suits well to describe the oscillations

in d-sin2ψcurves associated with the hot extrusion process res. the cold deformation.

Danksagung

Die vorliegende Arbeit entstand während meiner Tätigkeit als wissenschaftlicher

Mitarbeiter im Fachgebiet Metallische Werkstoffe an der Technischen Universität

Berlin 2001 bis 2006.

Mein besonderer Dank gilt Herrn Prof. Dr. W. Reimers für die Anregung zu diesem

Thema, die Betreuung der Arbeit und sein stetes Interesse am Fortgang der

Untersuchungen, die durch zahlreiche Diskussionen gefördert wurden. Weiterhin

möchte ich mich bei Prof. Dr. W. Reimers für die Übernahme eines Gutachtens

bedanken.

Herrn Dr. habil. C. Genzel danke ich herzlich für die Übernahme des Gutachtens und

das große Interesse an dieser Arbeit.

Bei Fr. Prof. C. Fleck bedanke ich mich besonders für die Übernahme des Vorsitzes

im Promotionsausschuss.

Darüber hinaus möchte ich mich insbesondere bei Dr. K. Müller für die Unterstützung

bei der Durchführung der Strangpressversuche bedanken. Dr. S. Zaefferer vom Max-

Planck-Institut für Eisenforschung GmbH danke ich für die freundliche Gewährung

von Messzeit am TEM und die Verwendung der von ihm entwickelten Software Toca,

bei der er mir außerdem mit Diskussionen nützlich zur Seite stand. Für die

Eigenspannungs- und Linienprofilanalysen mittels monochromatischer

Synchrotronstrahlung wurde freundlicherweise Messzeit am Hasylab, G3, in

Hamburg gewährt, wo vor Ort Dr. B. Hasse helfend zur Verfügung stand.

Ferner gilt mein Dank der gesamten Arbeitsgruppe von Herrn Prof. Dr. W. Reimers

für ihre Unterstützung und die gute Zusammenarbeit, insbesondere danke ich den

Kollegen Dr. S. Dieter, Dipl.-Ing. E. Wild und Dipl.-Ing. S. Müller für die hilfreichen

Gespräche und Dipl.-Ing. K. Holler sowie cand. Ing. A. Knoll für die Unterstützung bei

den experimentellen Durchführungen.

Abschließend möchte ich mich herzlich bei meinen Eltern bedanken.

Berlin, im August 2006 Björn Reetz

VII

Inhaltsverzeichnis

1 Einleitung 1

2 Stand der Erkenntnisse 3

2.1 Eigenschaften der Messinglegierungen 3

2.2 Grundlagen der Kalt- und Warmverformung 7

2.2.1 Mikrostrukturelle Grundlagen der plastischen Verformung 7

2.2.2 Mechanische Zwillingsbildung 13

2.2.3 Erholung und Rekristallisation 16

2.3 Plastische Anisotropie 19

2.3.1 Phänomenologie der plastischen Anisotropie 19

2.3.2 Ursachen der plastischen Anisotropie 24

2.4 Zusammenhang zwischen plastischer Verformung und

Mikroeigenspannungen 27

2.5 Warmstrangpressen von Kupferlegierungen 30

3 Zielsetzung 37

4 Experimentelle Grundlagen 39

4.1 Röntgenographische Phasenanalyse 39

4.2 Röntgenographische Texturanalyse 39

4.3 Oberflächennahe Eigenspannungsanalyse 40

4.4 Linienprofilanalyse mittels Rietveldanalyse 44

4.5 Electron Backscattered Diffraction (EBSD) 45

5 Durchführung der experimentellen Untersuchungen 47

5.1 Warmstrangpressen der Messinglegierungen 47

5.2 Probenentnahme aus den Strangpressprofilen 49

5.3 Zugversuche 50

5.4 Stauchversuche 52

5.5 Hochgeschwindigkeitsverformung 53

5.6 Härtemessungen 55

5.7 Lichtmikroskopie 55

5.8 Electron Backscattered Diffraction (EBSD) 56

5.9 Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) 56

5.10 Röntgenographische Texturanalysen 57

5.11 Röntgenographische Phasenanalysen 57

5.12 Eigenspannungs- und Linienprofilanalysen mittels monochromatischer

Röntgen-Synchrotronstrahlung

VIII

6 Versuchsergebnisse 59

6.1 Gefüge der Stranggussbolzen 59

6.2 Strangpressen der Messinglegierungen 63

6.2.1 Strangpressparameter 63

6.2.2 Gefüge und Mikrostruktur der Strangpressprodukte 75

6.2.3 Festigkeit und Härte der Strangpressprodukte 102

6.3 Mikrostrukturelle Untersuchungen an kaltgestauchten Proben 117

6.3.1 Gefügeuntersuchungen 117

6.3.2 Eigenspannungen nach Kaltstauchung 124

6.3.3 Röntgenographische Linienprofilanalysen 126

6.3.4 Plastische Anisotropie-Richtungsabhängigkeit der Fließgrenze

und der Verfestigung 128

7 Diskussion der Versuchsergebnisse 131

7.1 Gefüge der Stranggussbolzen 131

7.2 Strangpressen der Messinglegierungen 134

7.2.1 Strangpressparameter 134

7.2.2 Gefüge und Mikrostruktur der Strangpressprodukte 139

7.2.3 Festigkeit und Umformvermögen der Strangpressprodukte 151

7.2.4 Folgerungen für die Praxis 155

7.3 Mikrostrukturelle Entwicklung durch Kaltverformung 157

7.3.1 Gefüge und Mikrostruktur 157

7.3.2 Entwicklung der Makro- und Mikroeigenspannungen während

der Kaltverformung

165

7.3.3 Einfluss der Mikrostruktur auf die makroskopische plastische

Anisotropie

177

7.3.4 Folgerungen für die Kaltverformung der Strangpressprodukte 183

8 Zusammenfassung 185

Literaturverzeichnis 189

Verzeichnis der wichtigsten Symbole und Abkürzungen

1 Abkürzungen

ASB Adiabatische Scherbänder

CSL Coincidence Site Lattice

DEK Diffraktionselastische Konstanten

DSE Differential Strengthening Effect

EBSD Electron Backscattering Diffraction

GNB Geometrisch notwendige Korngrenzen

HIPPO High Pressure Preferred Orientation

HITEN Hochfeste Stahlbleche für den Automobilbau

ICT Isotropy Center Translation

IDB Inversionsdomänengrenzen

IF-Stahl Stahl ohne interstitiell gelöste Legierungselemente

kfz Kubisch-flächenzentriert

krz Kubisch-raumzentriert

ODF Orientierungsverteilungsfunktion

OIM Orientation Imaging Microscopy

PSB Persistente Gleitbänder

PV Partialversetzungen

REM Rasterelektronenmikroskopie

SC Self-Consistent

SF Stapelfehler

SFE Stapelfehlerenergie

SFG Super Fine Grain

SFP Stapelfehlerwahrscheinlichkeit

TEM Transmissionselektronenmikrokopie

TOF Time of Flight

TP Zwillingsbildungswahrscheinlichkeit

WR, RD Walzrichtung

2 Symbole

Erholung und Rekristallisation

Trek Rekristallisationstemperatur

TsSchmelztemperatur

DBDiffusionskoeffizient an der Korn- bzw. Phasengrenze

γSpezifische Korn- bzw. Phasengrenzenenergie

λKorngrenzendicke

T Glühtemperatur

t Glühdauer

XcKritische Keimgröße für dynamische Rekristallisation

M Korngrenzenmobilität

L Mittlere freie Weglänge

Mechanische Eigenschaften

Rp0.2 0.2%-Fließgrenze im Zugversuch

RD0.2 0.2%-Fließgrenze im Stauchversuch

RmZugfestigkeit

AGl Gleichmassdehnung

ABBruchdehnung

Z Brucheinschnürung

HV 2 Vickershärte

γScherdehnung

τSchubspannung

T Drehmoment

φVerdrehwinkel

r Radius der Torsionsfläche

A, B, ε0, C Parameter der Johnson-Cook-Gleichung

D,q Parameter der Gleichung nach Cowper und Symands

σyFließgrenze bei quasistatischer Belastung

σydFließspannung bei schneller Belastung mit einer bestimmten

Verformungsrate dε/dt

σp0.2,HP Theoretische Fließgrenze der α-Phase unter Berücksichtigung

der Korngröße

σp0.2,αTheoretische Fließgrenze der α-Phase unter Berücksichtigung

der Korngröße und der Textur

σp0.2,βTheoretische Fließgrenze der β-Phase

σp0.2 Theoretische Fließgrenze des Strangpressprofils

Mikrostruktur

h k l Millersche Indizes

αStapelfehler(SF)-Wahrscheinlichkeit (auf den Gitterparameter

bezogene Stapelfehlerdichte)

T Stapelfehlerbreite

γ∞Ideale Stapelfehlerenergie

γeff Effektive Stapelfehlerenergie

γisf Intrinsische Stapelfehlerenergie

γesf Extrinsische Stapelfehlerenergie

γus Instabile Stapelfehlerenergie

γTStapelfehlerenergie bei der Temperatur T

δVerschiebungsfaktor

βZwillingswahrscheinlichkeit (auf den Gitterparameter bezogene

Zwillingsdichte)

γut Bildungsenergie für instabile Zwillinge

D Subkorngröße

DEEffektive Teilchengröße

b Burgersvektor der Versetzung

ρVersetzungsdichte

ρmMittlere Versetzungsdichte

<ε2>Mikrodehnungen

Edisl Linien- und Wechselwirkungsenergie der Versetzungen

Estrain Energie der elastischen Dehnungsfelder

a Gitterparameter

n Verfestigungsexponent

q Querkontraktion

εDehnung

εpl Plastische Dehnung

d Korndurchmesser

ksHall-Petch-Faktor für Versetzungsgleiten

kTHall-Petch-Faktor für Zwillingsbildung

VKg Volumen der Einheitszelle der (regelmäßigen) Korngrenze

VEVolumen der Einheitszelle des Kristallgitters

σSpannung

σij Gesamtspannung

Lastspannung gemäß SC-Modell

αij Kopplungsfaktor gemäß SC-Modell

µ,G Schermodul

1-βEshelby-Faktor gemäß SC-Modell

εij,M Plastische Dehnung in der Matrix gemäß SC-Modell

εij,G Plastische Dehnung im Korninneren gemäß SC-Modell

v0Versetzungsgeschwindigkeit ohne Berücksichtigung der

Temperatur

ΔFFreie Energie für die Versetzungsbewegung

V Aktivierungsvolumen

τ*Effektive Schubspannung

&Dehnrate

k Bolzmannkonstante

Mikrostrukturanalyse mittels Röntgenbeugung

2θ, 2θhkl Beugungswinkel

CG Flächenschwerpunkt des Beugungsreflexes im

Beugungsdiagramm

Ij(hkl) Integralintensität des Reflexes h k l der Phase j

Rj(hkl) Intensitätsfaktor des Reflexes h k l der Phase j

A Absorptionsfaktor des Messings

VjVolumenanteil der Phase j

XII

VαVolumenanteil der α-Phase des Messings

VβVolumenanteil der β-Phase des Messings

Iα(hkl) Integralintensität des Reflexes h k l der α-Phase des Messings

Iβ(hkl) Integralintensität des Reflexes h k l der β-Phase des Messings

Rα(hkl) Intensitätsfaktor des Reflexes h k l der α-Phase des Messings

Rβ(hkl) Intensitätsfaktor des Reflexes h k l der β-Phase des Messings

IMittlere Intensität auf der Lagenkugel

I(χ,ϕ) Intensität unter den Winkeln χund ϕ

Ф,ϕ1,ϕ2Eulerwinkel

m Gerätefaktor für die Bestimmung der Stapelfehlerwahrschein-

lichkeit αaus der Verschiebung der Reflexlage

εfDurch Stapelfehler hervorgerufene Mikrodehnungen

Ghkl, Jhkl Reflexabhängige Konstanten zur Bestimmung der

Stapelfehlerwahrscheinlichkeit αaus der Verschiebung der

Reflexlage

f(hkl), g(hkl) Reflexabhängige Konstanten zur Bestimmung der

Teilchengröße aus dem Linienprofil des Beugungsreflexes

dhkl Gitterparameter der Netzebenenschar h k l

hkl

ϕψ

dGitterparameter der Netzebenenschar h k l unter den Winkeln ϕ

und ψ

hkl

d, d

0Gitterparameter der Netzebenenschar h k l im spannungsfreien

Zustand

dmax Gitterparameter der „relaxierten“ Probenbereiche

dBGitterparameter der „unrelaxierten“ Probenbereiche

d Gitterparameter

hkl

1Röntgenelastische Konstanten für den Reflex h k l

hkl

ϕψ

An der Netzebenenschar h k l ermittelte elastische Dehnung

unter den Winkeln ϕund ψ

ϕAzimutwinkel

ψInklinationswinkel

hkl

Querkontraktion der Netzebenenschar h k l

Ehkl Elastizitätsmodul der Netzebenenschar h k l

mϕSteigung der für den Winkel ϕermittelten sin2ψ-Geraden

σI,σII,σIII Eigenspannungen I.Art bis III.Art

<σ>αMittlere phasenspezifische Eigenspannungen der Phase α

<σII>α, <σIII>αPhasenspezifische Eigenspannungen II.Art und III.Art in der

Phase α

pV(x) Pseudo-Voigt-Funktion mit der Variablen x für den Streuwinkel

IpAmplitude der Pseudo-Voigt-Funktion

ηCauchy-Anteil des Beugungsreflexes

2ωHalbwertsbreite (fwhm)

G(x) Gauss-Funktion mit der Variablen x für den Streuwinkel

x Streuwinkel

B(2θ)Probenbedingte Linienverbreiterung des Beugungsreflexes

I(2θ)Symmetrischer Beitrag der instrumentellen Linienverbreiterung

des Beugungsreflexes

A (2θ)Asymmetrischer Beitrag der instrumentellen Linienverbreiterung

des Beugungsreflexes

XIII

Yc(2θ) Faltung von B(2θ), I(2θ) und A (2θ)

* Faltungssymbol

bkg Funktion zur Beschreibung des Untergrunds im

Beugungsdiagramm

L Reihenentwicklungsgrad der Fourierreihe

TpV Kosinus-Fourierkoeffizienten

Plastische Anisotropie

A Anisotropiefaktor

dmax Maximaler Probendurchmesser nach Kaltstauchung

dmin Minimaler Probendurchmesser nach Kaltstauchung

r r-Wert bzw. Lankford-Parameter

ФWinkel zwischen Walzrichtung bzw. einer anderen Richtung

sowie der Belastungsrichtung bei einachsiger Zug- oder

Druckbelastung

r0° r-Wert unter Ф gleich 0°

r45° r-Wert unter Ф gleich 45°

r90° r-Wert unter Ф gleich 90°

rmMittlere (senkrechte) Anisotropie

ΔrMittlere ebene Anisotropie

σ11,σ22 Normalenspannungen

σ12 Schubspannung

F, G, H, L, M, N Parameter der Hill-Gleichung zur Beschreibung der orthotropen

Anisotropie

R11, R22, R33 Festigkeiten aus den einachsigen Zugversuchen in Richtung der

Hauptachsen

R23, R31, R12 Festigkeiten aus den Scherversuchen in den orthotropen

Symmetrieebenen

Isotropiezentren

Verschobene Invarianten des Spannungsdeviators

Spannungsdeviator

δij Operator, der gleich 1 für i=j und gleich 0 für i≠j

α1bis α4,β1bis β4Materialkonstanten der ICT-Theorie

ϕLogarithmische Formänderung

ϕDLogarithmische Formänderung in der Dickenrichtung

ϕBLogarithmische Formänderung in der Breitenrichtung

Tregellos Taylor-Faktor für den regellos texturierten Polykristall

T111 Taylor-Faktor für <111>-Orientierung

T200 Taylor-Faktor für <100>-Orientierung

Strangpressen

FSt Stempelkraft beim Strangpressen

FMMatrizenkraft beim Strangpressen

FRReibkraft beim Strangpressen

ΔkwUmformwiderstand beim Strangpressen

D0Aufnehmerdurchmesser

A0Querschnittsfläche des Bolzens

ASQuerschnittsfläche des Strangpressprodukts

V Pressverhältnis beim Strangpressen

XIV

VProdukt Stempelgeschwindigkeit beim Strangpressen

VSt Produktgeschwindigkeit beim Strangpressen

ϕLogarithmische Formänderung beim Strangpressen

C Matrizenspezifischer Faktor

ϕgges Gesamthauptformänderung beim Strangpressen

kMittlere Fließspannung in der Umformzone beim Strangpressen

&Formänderungsgeschwindigkeit beim Strangpressen

Thermodynamische Größen

R Allgemeine Gaskonstante

ρSpezifisches Gewicht (Dichte)

c Spezifische Wärme

Weitere Symbole

Ti: C+N=12 Bei IF-Stählen: Ti/(C+N)-Verhältnis ist gleich 12.

1 Einleitung

Unter plastischer Anisotropie versteht man die Richtungsabhängigkeit der Festigkeit

und der Verfestigung bei plastischer Verformung eines Werkstoffs. Da metallische

Werkstoffe in der Regel kristallin aufgebaut sind und die mechanischen

Eigenschaften netzebenenabhängig sind, tritt in metallischen Werkstoffen von Natur

aus plastische Anisotropie auf, die sowohl während der Herstellung und Verarbeitung

als auch in Bezug auf den Werkstoffeinsatz berücksichtigt werden muss. Wenn die

Belastungsachsen bzw. –ebenen einerseits und die kristallographischen

Hauptachsen bzw. –hauptebenen andererseits nicht koinzident sind, kann

beispielsweise eine einachsige Belastung zu mehrachsiger Verformung führen.

Einige konkrete Beispiele sollen im folgenden veranschaulichen, wie unterschiedlich

die Anforderungen an die plastische Anisotropie sein können und wie weit deren

Bedeutung reicht.

¾Die Richtungsabhängigkeit der Festigkeit wird beispielsweise bei der

Verwendung von einkristallinen Turbinenschaufeln ausgenutzt. Sie sind so

orientiert, dass sie in Richtung der Fliehkräfte ihre höchste Kriechfestigkeit

besitzen /Steinhaus 2001/.

¾Beim Walzen von Blechen soll die Dicke reduziert werden, ohne dass sich die

Breite des Blechs wesentlich ändert. Diese Anforderungen werden besonders

gut erfüllt, wenn der Werkstoff eine möglichst geringe senkrechte Anisotropie

(ideal: rm=1) besitzt und die ebene Anisotropie ebenfalls besonders klein ist

(ideal: Δr=0) /Blaß2003/.

¾Eine geringe senkrechte Anisotropie ist beim spanenden Bearbeiten ebenfalls

erwünscht. Damit wird der Aufbauscheidenbildung entgegengewirkt, was sich

in längeren Werkzeugstandzeiten auszahlt /Schweitzer2001/.

¾Während des Tiefziehens wird der Werkstoff aus der Blechebene in die

Ebenennormale umgelenkt. Der Werkstofffluss senkrecht zur Blechebene

wird durch eine große senkrechte Anisotropie gefördert. Das Material soll

innerhalb der Blechebene aus allen Richtungen gleichermaßen in die Zarge

fließen, damit keine sog. Zipfelbildung an der Zarge (Näpfchenwand) auftritt.

Dafür ist eine möglichst geringe ebene Anisotropie erforderlich.

¾Plastische Anisotropie äußert sich darin, dass die mittels sin2ψ-Verfahren

bestimmten Eigenspannungen netzebenenabhängig sind, d.h. <σII>α=f(h,k,l).

Die hkl-Abhängigkeit der Eigenspannungen beruht auf dem Vorhandensein

verschiedener Kristallitgruppen, die unterschiedlich stark plastisch verformt

werden, was zu Misfitspannungen zwischen Kristalliten verschiedener

Kristallitgruppen führt /Hauk1997/.

¾Da sowohl die plastische Verformung als auch der daraus resultierende

Eigenspannungszustand signifikant von der plastischen Anisotropie

abhängen, beeinflusst die plastische Anisotropie die Rissentstehung und den

Rissfortschritt in metallischen Werkstoffen. Zwar hängt die

Rissausbreitungsrichtung nicht wesentlich von der plastischen Anisotropie ab,

aber aufgrund der plastischen Anisotropie kann eine Abstumpfung an der

Rissspitze stattfinden, so dass sich der Riss im anisotropen Werkstoff nicht so

schnell ausbreiten kann wie im isotropen Fall. Somit werden die

Werkstoffschädigung, Dauerfestigkeit sowie die Spannungsrisskorrosionsbe-

ständigkeit metallischer Werkstoffe durch die plastische Anisotropie

beeinflusst /Legarth2004, Thomas2001/.

¾Der Faktor mechanische Anisotropie spielt nicht nur bei klassischen

Werkstoffen, sondern auch bei Natur- bzw. Biowerkstoffen eine wesentliche

Rolle. In Abhängigkeit von dem durch die mechanische Anisotropie der

menschlichen Haut bedingten Spannungszustand unterscheidet sich das

Wachstum der verschiedenen Hautschichten an der Wunde, so dass der

Heilungsprozess unterschiedlich schnell stattfindet /Millesi1998/. Bei Bäumen

führen die Veränderungen der äußeren Last durch Gewicht und Wetter sowie

die Anisotropie des Holzes zu einem optimal daran angepassten

Astwachstum /Fratzl1999, Lichtenberger1999, Mattheck1997, Speck2001/.

In der Mikrosystemtechnik, wo geringere Toleranzen zulässig bzw. größere

Maßhaltigkeit erforderlich sind als bei Makrobauteilen, können Vorgänge, die bei

Makrobauteilen nicht ins Gewicht fallen, bereits zu einem Versagen führen. Deshalb

sind sämtliche Einflüsse auf die Verformung in der Längenskala beginnend bei der

Versetzungsanordnung und den Gleitpfaden während plastischer Verformung bis hin

zur Textur relevant /MPIE2006/.

2 Stand der Erkenntnisse

2.1 Eigenschaften der Messinglegierungen

Zink bildet mit Kupfer einen Substitutionsmischkristall. Durch die Variation des Zink-

Gehaltes der Messinglegierungen können unterschiedliche Phasen (Bild 2.1) sowie

die Stapelfehlerenergien eingestellt werden. Bis mindestens ca. 33 Gew.-% liegt bei

RT die α-Phase vor, die ein kubisch-flächenzentriertes Gitter besitzt. An das α-

Gebiet schließt sich das Zweiphasengebiet des α/β-Messings an. Die β-Phase ist

dabei ein kubisch-raumzentrierter Mischkristall. Zwischen 468°C und 454°C wird die

β-Phase bei sehr langsamer Abkühlung oder aber nachträglicher Wärmebehandlung

in die Ordnungsphase β’ umgewandelt. Oberhalb von 50 Gew.-% tritt die

intermetallische Phase γauf, die jedoch für technische Anwendungen nicht relevant

ist.

Bild 2.1: Cu-Zn-Phasendiagramm, 1 CuZn10, 2 CuZn20, 3 CuZn37, 4 CuZn40Pb2

Aufgrund des größeren Durchmessers der Zinkatome im Vergleich zum Kupfer

nimmt der Gitterparameter der α-Phase mit steigendem Zinkgehalt kontinuierlich zu.

Für Cu beträgt der Gitterparameter 3.615 Angström, während für CuZn30 der

Gitterparameter gleich 3.684 Angström ist (Bild 2.2).

0 5 10 15 20 25 30 35

3.60

3.62

3.64

3.66

3.68

3.70

Gitterparameter a [Angström]

Zinkgehalt [Gew.-%]

Bild 2.2: Einfluss des Zinkgehaltes auf den Gitterparameter der α-Phase,

Raumtemperatur /Dies1967/

Weiterhin führt ein zunehmender Zinkgehalt aufgrund der Mischkristallverfestigung

zu einer Steigerung der Zugfestigkeit des α-Messings (Bild 2.3). Eine weitere

Steigerung der Zugfestigkeit wird durch die Mehrphasigkeit der α/β-

Messinglegierungen erzielt.

10 15 20 25 30 35 40 45

240

260

280

300

320

340

360

380

400

420

440

Zugfestigkeit Rm[MPa]

Zinkgehalt [Gew.-%]

Bild 2.3: Einfluss des Zinkgehalts auf die Zugfestigkeit von Messing,

Raumtemperatur /Dies1967/

Im Gegensatz zu anderen metallischen Werkstoffen wie z.B. den Stählen wird

gleichzeitig die Bruchdehnung größer, wenn der Zinkgehalt der Messinglegierung

gesteigert wird. Die maximale Bruchdehnung liegt bei Raumtemperatur bei ca. 30%

Zink vor. Zunehmende Zinkgehalte über 30% bewirken eine Verringerung der

Bruchdehnung, so dass CuZn40Pb2 lediglich eine Bruchdehnung von ca. 34%

besitzt (Bild 2.4).

0 5 10 15 20 25 30 35 40 45

Bruchdehnung [%]

Zinkgehalt [Gew.-%]

Bild 2.4: Einfluss des Zinkgehalts auf die Bruchdehnung von Messing,

Raumtemperatur /Dies1967/

0 5 10 15 20 25 30 35 40

110

115

120

125

130

E-Modul [GPa]

Zinkgehalt [Gew.-%]

Bild 2.5: Einfluss des Zinkgehalts auf den E-Modul von Messing, Raumtemperatur

/Dies1967/

Der E-Modul der Messinglegierungen verändert sich signifikant mit dem Zinkgehalt

der α-Messinglegierungen. Am größten ist mit 130 MPa der E-Modul von unlegiertem

Kupfer. Durch das Legieren mit Zink wird der E-Modul von Messing kontinuierlich

kleiner, wobei für CuZn37 ein Wert gleich 110 GPa erreicht wird (Bild 2.5).

5 10152025

0.340

0.345

0.350

0.355

0.360

0.365

0.370

0.375

0.380

Anisotropiefaktor

Zinkgehalt [Gew.-%]

Bild 2.6: Einfluss des Zinkgehalts auf die elastische Anisotropie von Messing,

basierend auf elastischen Konstanten von /Hellwege1982/

Bild 2.6 zeigt den Zusammenhang zwischen dem Zinkgehalt der Messinglegierung

und dem Anisotropiefaktor A, der zur Quantifizierung der elastischen Anisotropie

verwendet wird. Der Anisotropiefaktor A ist gleich 1, wenn die elastischen

Eigenschaften isotrop sind. Ein steigender Zinkgehalt in Messing bewirkt, dass sich

der Anisotropiefaktor immer weiter von dem Wert 1 entfernt und somit die elastische

Anisotropie zunimmt. Für CuZn5 wurde ein Anisotropiefaktor gleich 0.378 bestimmt

und für CuZn22.5 ein Anisotropiefaktor gleich 0.342.

2.2 Grundlagen der Kalt- und Warmverformung

2.2.1 Mikrostrukturelle Grundlagen der plastischen Verformung

Sobald die Fließgrenze eines Werkstoffs überschritten wird, findet plastische

Verformung statt. Die plastische Verformung in metallischen Werkstoffen bei

niedrigen Temperaturen basiert im wesentlichen auf dem Versetzungsgleiten und

durchläuft mit zunehmendem Umformgrad folgende Stadien /Gottstein1998/:

-Mikroplastische Verformung: Entsprechend des Schmid’schen

Schubspannungsgesetzes hängt die Fließgrenze in einem Kristall von der

Belastungsrichtung relativ zur Orientierung des Kristallits ab. Im Polykristall

werden zunächst die Gleitsysteme in solchen Kristalliten betätigt, die

bezüglich der äußeren Lastachse günstig orientiert sind. Die mikroplastische

Verformung in diesen Körnern führt zum Versetzungsaufstau an den

Korngrenzen, wodurch in den benachbarten, ungünstiger orientierten Körnern

elastische Spannungen induziert werden.

-Überschreiten der Streckgrenze: Sobald die elastischen Spannungen die

lokale Fließgrenze überschreiten, setzt in den übrigen Körnern ebenfalls

plastische Verformung ein. Die Streckgrenze wird erreicht, wenn sich die

plastische Verformung über den gesamten Polykristall erstreckt.

-Verfestigung: Mit zunehmender plastischer Verformung werden immer mehr

Versetzungen im Werkstoff aktiviert. Die Wechselwirkung zwischen den

Versetzungen durch Aufstau, Bildung von Lomer-Cottrell-Locks, Kinks etc.

führt dazu, dass sich unbewegliche Versetzungen bilden. Dadurch wird die

mittlere freie Weglänge für die nachfolgenden mobilen Versetzungen

verringert. Insgesamt nimmt die sog. Passierspannung sowie die sog.

Schneidspannung, deren Summe als Fließspannung zum Aufrechterhalten

des plastischen Fließens bezeichnet wird, zu.

-Entfestigung (dynamische Erholung): Die Festigkeit nimmt weiter zu, aber die

Verfestigung wird geringer, da die Schraubenversetzungen durch zusätzliches

Quergleiten die unbeweglichen Versetzungen leichter passieren können.

Die verschiedenen Verformungsstadien sind in Bild 2.7 eingezeichnet, wobei mit den

Stadien IV und V noch weitere Ver- bzw. Entfestigungsvorgänge berücksichtigt

werden, die nur unter spezifischen Bedingungen in metallischen Werkstoffen

eintreten /Siethoff1993/.

III

Spannung

Dehnung

Bild 2.7: Stadien der plastischen Verformung, Temperatur und Dehnrate sind

konstant /Siethoff1993/

Die Anzahl der möglichen Gleitsysteme für das Versetzungsgleiten sowie die

Aktivierungsenergie zur Betätigung eines Gleitsystems unterscheiden sich für die

verschiedenen Werkstoffe aufgrund der chemischen Bindung sowie der

Kristallstruktur. Damit die Formänderungskompatibilität erfüllt wird, müssen im

Polykristall für die plastische Verformung in jedem Korn fünf unabhängige

Gleitsysteme aktiviert werden, wobei es sich um die Gleitsysteme mit der niedrigsten

Aktivierungsenergie handelt. Infolge der plastischen Verformung findet sowohl eine

Dehnung (translatorische Bewegung) als auch eine Rotation (rotatorische

Bewegung) der einzelnen Körner statt.

Die gängigsten Modelle zur Beschreibung der plastischen Verformung einphasiger

Werkstoffe und der daraus resultierenden Textur sind das Taylor- /Taylor1938/ und

das Sachs-Modell /Sachs1928/. Während das Taylor-Modell auf der Annahme eines

homogenen Dehnungszustandes basiert und eine obere Schrankenlösung darstellt,

liefert die Postulierung eines homogenen Spannungszustandes im Sachs-Modell

eine untere Schrankenlösung. Somit liegt das reale Werkstoffverhalten zwischen den

Lösungen dieser beiden Modelle. Bei den sog. Self-Consitent-(SC) Modellen

/Budiansky1962, Hill1965, Kröner1961/ finden die Kornwechselwirkungen, die im

Taylor- und im Sachs-Modell vernachlässigt werden, Berücksichtigung. Das zu

betrachtende Korn ist demnach in eine homogene Matrix eingebettet. Aufgrund der

Kompatibilität zwischen dem Korn und der Matrix entstehen

Wechselwirkungsspannungen. Die Gesamtspannung setzt sich folglich aus mehreren

Komponenten zusammen /Pedersen1987, Leffers1987/:

)

G,ijM,ij

(*)1(*2*)ij(

εεβμασσ

−−+= . (Gl. 2.1)

σij Gesamtspannungstensor

Lastspannungstensor

εij,G Plastische Dehnung im Korninneren

εij,M Plastische Dehnung in der Matrix

µ Schermodul

(1-β) Eshelby-Faktor

α(ij) Kopplungsfaktor

Das Taylor- und das Sachs-Modell stellen spezielle Lösungen der Gleichung 2.1 dar.

Im Falle des Taylor-Modells sind alle α(ij) gleich 1, da die Kristallite per Annahme

stark miteinander gekoppelt sind. Das Sachs-Modell, das eine geringe Korn-Korn-

Wechselwirkung beinhaltet, lässt nur in Belastungsrichtung einen Kopplungsfaktor zu

(α(11) gleich 1). Alle anderen α(ij) sind gleich 0.

Die Versetzungsanalyse in polykristallinen metallischen Werkstoffen zeigt, dass auch

während makroplastischer Verformung tatsächlich nur in wenigen Kristalliten fünf

Gleitsysteme aktiv sind /Harder1997, Honeycombe1975, Schwink1967/, während in

den übrigen Körnern überwiegend jeweils 3 bis 4 Gleitsysteme betätigt werden.

Somit verhalten sich einzelne Kristallite im Polykristall quasi einkristallin. Dieses nach

Sachs bezeichnete Gleitverhalten, das vom Sachs-Eshelby-Modell beschrieben wird,

beobachtete /Carstensen1998/ beispielsweise an der Oberfläche von

Ermüdungsproben aus Messing.

Die Versetzungen in stark verformten Proben sind nicht gleichmäßig verteilt, sondern

ordnen sich in planaren oder zellförmigen Netzwerken an /Carstensen1998,

Christoffersen1997, Göttler1973, Liu1995, Ungar1984/. Da die mobilen

Versetzungen zusätzliche Energie benötigen, um eine Versetzungswand zu

durchdringen /Priester2004/, bewegen sich die Versetzungen bevorzugt in den

Kanälen zwischen den Versetzungswänden /Li2004/. Wenn mobile Versetzungen

hingegen auf Korngrenzen stoßen, kann die Versetzung höchstens im Falle der ∑3

(111)-Zwillingskorngrenze direkt von einem Korn ins andere Korn übergehen. Eine

andere Möglichkeit besteht darin, dass beim Eintritt in die Korngrenze

Versetzungsreaktionen stattfinden, infolge derer die Gleitung auf einen anderen

Gleitweg ins Nachbarkorn hinein fortgesetzt wird oder die Versetzung in die

Korngrenze eingebaut wird und zum Stillstand gelangt /Priester2004/.

Je nach Werkstoff treten unterschiedliche Versetzungsmuster auf, die nicht nur vom

Umformgrad abhängen, sondern auch mit der Stapelfehlerenergie des Werkstoffs

variieren. Die Stapelfehlerenergie ist die zur Erzeugung eines Stapelfehlers

erforderliche Energie /Bernstein2004, Koning2003, Müllner1996/. Je nach Änderung

der ursprünglichen Stapelfolge ABCABC wird zwischen der intrinsischen

Stapelfehlerenergie γisf für die Stapelfolge ABC I BCA sowie der extrinsischen

Stapelfehlerenergie γesf für die Stapelfolge ABC I B I ABC unterschieden

/Bernstein2004/. Im Falle eines unendlich ausgedehnten Stapelfehlers in einem

idealen Kristall wird der Begriff der idealen Stapelfehlerenergie γ∞verwendet. Im

Gegensatz zum idealen Stapelfehler besitzt ein realer Stapelfehler eine endliche

Ausdehnung, so dass er mit der umgebenden Matrix durch elastische

Wechselwirkung gekoppelt ist. Somit trägt die Linien- und Wechselwirkungsenergie

Edisl der Versetzungen sowie die elastische Energie Estrain zur Stapelfehlerenergie

des realen Stapelfehlers bei, die als effektive Stapelfehlerenergie γeff bezeichnet wird.

Da die elastische Energie Estrain von der Form, Häufigkeit und Verteilung aller

mikrostrukturellen Defekte im metallischen Gitter beeinflusst wird, ist die effektive

Stapelfehlerenergie γeff keine intrinsische Werkstoffgröße, sondern vom

Werkstoffzustand abhängig /Müllner1996/. Die Stapelfehlerenergie lässt sich auch

als die notwendige Energie betrachten, um zwei Kristallhälften entlang der

Gleitebene gegeneinander zu scheren. Während des Abgleitens muss eine

bestimmte als instabile Stapelfehlerenergie γus bezeichnete Energieschwelle

überschritten werden, damit der Stapelfehler stabil ist (Bild 2.8). Unmittelbar bei

Erreichen der instabilen Stapelfehlerenergie γus kann spontan ein Versetzungsdipol

entstehen, und der metastabile Stapelfehler verschwindet dann /Koning2003/.

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

γus

γisf

Fehlerenergie [meV/A2]

Verschiebungsfaktor δ

Bild 2.8: Bedeutung der instabilen Stapelfehlerenergie, nach /Koning2003/. Der

Verschiebungsfaktor beschreibt die relative Abgleitung beider Kristallhälften entlang

der Richtung der Partialversetzungen

Die Stapelfehlerenergie der Messinglegierungen sinkt mit zunehmendem Zinkgehalt

der Legierung. Kupfer besitzt eine Stapelfehlerenergie von ca. 100 mJ/m2, für

CuZn20 beträgt die Stapelfehlerenergie ca. 20 mJ/m2und für CuZn37 ca. 6 mJ/m2

(Bild 2.9), wobei die experimentellen Werte je nach Quelle und

Untersuchungsmethode deutlich variieren.

0 5 10 15 20 25 30 35

100

Stapelfehlerenergie γSF [mJ/m2]

Zinkgehalt [Gew.-%]

Bild 2.9: Einfluss des Zinkgehalts auf die Stapelfehlerenergie von Messing, Daten

aus /Carstensen1998, Otte1967, Zhao2005/

Bei Werkstoffen mit niedriger Stapelfehlerenergie bilden sich bevorzugt planare

Versetzungsnetzwerke aus. Außerdem enthält das Gefüge stark plastisch verformter

Werkstoffe sog. Geometrical Nescessary Boundaries (GNB), damit der

Zusammenhalt zwischen den stark plastisch verformten Kristalliten gewahrt wird

/Tsuji2004/. In der Nähe der Korngrenzen treten sowohl regelmäßige als auch

einzelne unregelmäßige Versetzungen auf. Bei ausreichender plastischer

Verformung gehen die planaren Versetzungsnetzwerke in zellförmige Netzwerke

über /Carstensen1998/. Die Misorientierung der GNB nimmt bei starker plastischer

Verformung weiter zu, bis sie in Großwinkelkorngrenzen übergehen (Bild 2.10).

a b

Bild 2.10: Versetzungsstrukturen in Messing in Abhängigkeit vom Zinkgehalt und von

der Gesamtdehnung εop-Cu bzw. εop-CuZn /Carstensen1998, nach Tsuji2004/

Wenn das Verformungsvermögen mittels Versetzungsbewegung ausgeschöpft ist,

setzt die Bildung von Verformungsbändern, der sog. Scherbänder ein. Die Scherung

findet in Richtung der maximalen Schubspannung statt. Ausgelöst wird die Scherung

an Gefügeinhomogenitäten wie beispielsweise Einschlüssen oder groben Körnern

/Dutruge1997, White1980/. /Gardiner2004/ gibt als Mindestdehnung für die

Scherbandbildung Scherdehnungen zwischen 15% und 22% an. Mit zunehmender

Größe des „Einschlusses“, an dem die Scherung ausgelöst wird, nimmt die

Mindestdehnung fürr Scherbandbildung ab. /Batra2005/ gibt beispielsweise als axiale

Dehnungen εifür das Einsetzen sog. adiabatischer Scherbänder (ASB) in Messing

41% bei einem schwachen Defekt als Auslöser und ca. 28% bei einem starken

Defekt als Auslöser an. Gemäß

()()

lnC1

nB =

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛−

−

ρθ

εεε

(2.2)

kann die Mindestdehnung εjder Scherbandbildung berechnet werden. A,B,n, 0

&und

C sind Materialparameter der Johnson-Cook-Gleichung /Johnson1983/, ρist die

Dichte und c die spezifische Wärme.

Je nach Stapelfehlerenergie entstehen Scherbänder vom Copper- oder Brass-Typ

/Paul2002, Paul2003, Paul2004/. Während bei Metallen mit mittlerer bis niedriger

Stapelfehlerenergie der Brass-Typ auftritt, liegt bei den anderen Metallen der

Copper-Typ vor. Scherbänder vom Brass-Typ bilden sich vor dem Hintergrund

lamellarer Zwillingsstrukturen, während die Scherbänder vom Copper-Typ mit

zellartigen Strukturen verknüpft sind. Durch die Scherbandbildung werden die

planaren Versetzungsnetzwerke in zellförmige Versetzungsanordnungen überführt.

Eine weiteres Phänomen im Zusammenhang mit Kupfer und Messinglegierungen ist

die Bildung sog. persistenter Gleitbänder (PSB). Die Gleitbänder werden so genannt,

weil sie auch nach dem Ätzen sichtbar bleiben. Dabei handelt es sich um

Versetzungsringe, die sich alle entlang eines „Versetzungskanals“ bewegen.

Auslöser für diese Art von Gleitung ist eine inhomogene Spannungsverteilung im

Kristalliten, die beispielsweise durch lokale Bildung chemischer Cluster in

Mischkristallen, Subkornstrukturen oder unterschiedliche mechanische

Eigenschaften an der Korngrenze und im Korninneren verursacht werden kann

/Carstensen1998/.

2.2.2 Mechanische Zwillingsbildung

Wenn im Gitter weniger als fünf Gleitsysteme vorhanden sind, kann die notwendige

Formänderung anstelle der fehlenden Gleitsysteme auch durch Zwillingsbildung

getragen werden /Boyer2003, Gottstein1998/. Zwillingsbildung ist dem Ergebnis nach

eine Scherung, bei der ein Kristallbereich durch gleichzeitige Betätigung mehrerer

Versetzungen in eine zur Ausgangslage, der Matrix, spiegelsymmetrische Lage

überführt wird. Die als Zwillingsebene bezeichnete Spiegelebene gehört sowohl dem

Zwilling als auch der Matrix an und ist kohärent, während alle anderen

Zwillingsgrenzen zwischen Matrix und Zwilling inkohärent sind. Für die mechanische

Zwillingsbildung in kubisch-flächenzentrierten (kfz) Materialien ist die Bildung von

∑3 (111)-Korngrenzen charakteristisch, bei der die beiden Kristallite um 60°

zueinander verkippt sind /Gottstein1998, HKL2001/. Im Zugversuch ist die

mechanische Zwillingsbildung an Einbrüchen in der Spannungs-Dehnungs-Kurve zu

erkennen.

Geometrisch beschrieben wird die mechanische Zwillingsbildung durch die

Zwillingsebene {hkl} und die Richtung der Scherung <uvw>. Infolge der

Zwilingsbildung ändert die Probe ihre Form derart, dass sie sich in einigen

Richtungen verlängert, in anderen Richtungen verkürzt. Ein Zwillingssystem kann

deshalb nur betätigt werden, wenn die Scherung die aufgezwungene Formänderung

unterstützt /Gottstein1998/. Der mechanische Zwilling besitzt eine schmale, spitz

zulaufende Form, so dass die elastische Energie in dem Gitter minimiert wird. Im

Gegensatz dazu orientieren sich die Lage und Form der Glühzwillinge an der

minimalen Grenzflächenenergie in dem Polykristall. Die Zwillingsbildung führt zu

einer Orientierungsänderung, die sich von der Orientierungsänderung durch Gleitung

unterscheidet.

Mechanische Zwillingsbildung erfordert bei RT im allgemeinen eine größere

Aktivierungsenergie bzw. Aktivierungsspannung als das Versetzungsgleiten. Deshalb

setzt mechanische Zwillingsbildung erst nach einer gewissen Vorverformung ein

(Bild 2.4). Zugversuche an Messing /Meyers2001/ zeigen, dass in dem Werkstoff bei

Überschreiten der Mindestdehnung bis zu sehr großen Dehnungen mechanische

Zwillingsbildung stattfindet. Sowohl die Zwillingsbildung als auch das

Versetzungsgleiten werden von der Peierlsspannung kontrolliert, die bei der

Verformung überwunden werden muss /Castaing2004/. Die Peierlsspannung ist

umso kleiner, je größer der Netzebenenabstand d und je kleiner der Betrag des

Burgersvektors b ist /Gottstein1998/.

0 200 400 600 800 1000

200

400

600

800

εp=0.2

εp=0.8,

Versetzungsgleiten

Zwillingsspannung

Spannung [MPa]

Temperatur [K]

Bild 2.11: Der Beginn der mechanischen Zwillingsbildung bei Kupfer mit 10 µm

Korngröße mit unterschiedlicher plastischer Vordehnung εp, nach /Meyers2001/

Mechanische Zwillingsbildung findet bevorzugt bei niedrigen Temperaturen statt, im

Falle von CuZn20 beispielsweise im Temperaturbereich von ca. –150°C bis ca. 30°C,

und kann für den gesamten Temperaturbereich als nahezu konstant angesehen

werden (Bild 2.11). Darüber hinaus ist die kritische Spannung für Zwillingsbildung

wesentlich stärker von der Korngröße abhängig als die Fließspannung beim

Versetzungsgleiten. Auch für die mechanische Zwillingsbildung gilt die Hall-Petch-

Beziehung (Bild 2.12), wobei der Hall-Petch-Faktor kTfür die Zwillingsbildung ein

Vielfaches des Hall-Petch-Parameters ksfür Versetzungsgleiten annehmen kann

/Meyers2001/. Mit zunehmender Verformungsgeschwindigkeit wird die mechanische

Zwillingsbildung begünstigt (Bild 2.12). /Meyers2001/ zeigt, dass die

Übergangstemperatur für das Einsetzen der mechanischen Zwillingsbildung als

wesentlichen Verformungsmechanismus mit steigender Dehnrate zu höheren Werten

verschoben wird. Interstitiell gelöste Fremdatome erhöhen im Vergleich zum

Reinmetall die Aktivierungsspannung des Mischkristalls für mechanische

Zwillingsbildung, da sie ein Hindernis für die kollektive Versetzungsbewegung bei der

Zwillingsbildung darstellen.

10-7 10-5 10-3 10-1 101103105107

100

150

200

250

300

350

400

Zwillingsbildung

Versetzungsgleiten

20 µm

50 µm

100 µm

Einkristall

Temperatur [K]

Dehnrate [s-1]

10-7 10-5 10-3 10-1 101103105107

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

εp=0.2

εp=0.5

εp=0.8

Versetzungsgleiten

Zwillingsbildung

Temperatur [K]

Dehnrate [s-1]

Bild 2.12: Temperatur, unterhalb derer in Kupfer mechanische Zwillingsbildung

stattfindet, Variation der Dehnrate und der Korngröße (links) bzw. der plastischen

Vordehnung bei 10 µm Korngröße (rechts), nach /Meyers2001/

Die Aktivität der Zwillingsbildung wird außerdem begünstigt, wenn der Werkstoff eine

niedrige Stapelfehlerenergie besitzt (Bild 2.13). Demnach dürfte Nickel aufgrund

seiner hohen Stapelfehlerenergie keine Zwillingsbildung zeigen, was jedoch im

Widerspruch zu experimentellen Befunden steht. /Tadmor2004/ weist in dem

Zusammenhang darauf hin, dass nicht nur die Stapelfehlerenergie γsf, sondern auch

die Querkontraktion υ, die instabile Stapelfehlerenergie γus sowie die instabile

Zwillingsbildungsenergie γut für die mechanische Zwillingsbildung relevant sind.

Bild 2.13: Einfluss der Stapelfehlerenergie auf die mechanische Zwillingsbildung

/Tadmor2004a/, a notwendige Spannung für die Zwillingsbildung in Abhängigkeit von

der Stapelfehlerenergie, b Zwillingswahrscheinlichkeit TP in Abhängigkeit von der

Stapelfehlerenergie

Diese Parameter werden in folgender Gleichung für die kritische Spannung zur

Zwillingsbildungswahrscheinlichkeit τzusammengefasst:

=. (2.3)

In der Gleichung ist L ein Materialfaktor, der die Querkontraktion νund den Quotient

γsf/γus enthält. Eine analytische Näherung der Gleichung ist /Tadmor2004,

Tadmor2004a/:

151.0136.1

⎥

⎦

⎤

⎢

⎣

⎡−= . (2.4)

Mit der Gleichung wird auch die Zwillingsbildung, die nicht streng der

Stapelfehlerenergie folgt, zufriedenstellend beschrieben.

2.2.3 Erholung und Rekristallisation

Textur- und Korngröße werden bei hohen Temperaturen nicht ausschließlich von der

plastischen Verformung, sondern auch durch Erholungs- und

Rekristallisationsvorgänge bestimmt. Verformung, Erholungs- und

Rekristallisationsprozesse beeinflussen sich dabei gegenseitig, so dass ein

mehrdimensionales Schema zur Beschreibung und Erklärung der Vorgänge und des

daraus resultierenden Gefüges nunmehr unverzichtbar ist. Die Stapelfehlerenergie

bestimmt wesentlich, ob überwiegend Erholung oder Rekristallisation stattfindet. Eine

niedrige Stapelfehlerenergie begünstigt Rekristallisationsprozesse. Bei hohen

Stapelfehlerenergien tritt Erholung gegenüber der Rekristallisation in den

Vordergrund /Bauser2001/. β-Messing besitzt im Vergleich zum α-Messing eine

höhere Stapelfehlerenergie. Außerdem ist der Diffusionskoeffizient des β-Messing

größer als der des α-Messing /Mäder1974/.

Bei der statischen Rekristallisation bestimmen im wesentlichen der Umformgrad, die

Glühtemperatur und die Glühdauer die im Werkstoff entstehende Korngröße. Die

Abhängigkeit der Korngröße vom Umformgrad und der Glühtemperatur wird bei

konstanter Glühdauer in sogenannten Rekristallisationsschaubildern dargestellt.

Bild 2.14 zeigt ein Rekristallisationsschaubild für die Near-α-Legierung CuZn37.

Bild 2.14: Rekristallisationsschaubild für CuZn37 /Dies1967/

In Legierungen wird die Rekristallisationsgeschwindigkeit im Vergleich zum

unlegierten Metall im allgemeinen verringert, weil die in dem Gitter gelösten

Fremdatome die Korngrenzengeschwindigkeit /Gottstein1998/. Als Faustformel für

die Rekristallisationstemperatur in Legierungen gilt:

rek

T⋅≅ 6.0 . (2.5)

Trek Rekristallisationstemperatur [K]

TSSchmelztemperatur [K]

Bei der Rekristallisation zweiphasiger Legierungen beeinflussen sich die beiden

Phasen des Werkstoffs gegenseitig. Entsprechend ihrer Volumenanteile und des

Umformwiderstandes finden in beiden Phasen während des Umformvorganges

unterschiedlich starke plastische Verformungen statt. Folglich verfestigen beide

Phasen unterschiedlich stark, so dass sich die Keimbildung in den beiden Phasen

unterscheidet. /Mäder1974/ führten Rekristallisationsversuche an der zweiphasigen

α/β-Legierung CuZn42 durch. Dabei stellte sich heraus, dass die α-Phase

rekristallisiert, während in der β-Phase Erholung stattfindet. Je nach Umformgrad und

Glühtemperatur bilden sich die Rekristallisationskeime der α-Phase im Korninneren

oder an den Phasengrenzen. Die Energie der Korn- bzw. Phasengrenzen beeinflusst

die Rekristallisationsgeschwindigkeit gemäß /Mäder1974/:

25.0

Mol

d⋅

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛⋅⋅⋅

≈

λγ

. (2.6)

DBDiffusionskoeffizient an der Korngrenze bzw. Phasengrenze

d Korndurchmesser

γspezifische Korn- oder Phasengrenzenenergie

λKorngrenzendicke

R allgemeine Gaskonstante

T Glühtemperatur

t Glühdauer

Die spezifische Korn- bzw. Phasengrenzenenergie ist abhängig vom Typ der

Phasen- bzw. Korngrenze, weshalb gemäß Gl. 2.6 die Wanderungsgeschwindigkeit

der Korngrenze von der Nachbarschaftsbeziehung mit den umgebenden Körnern

beeinflusst wird. In Übereinstimmung damit stehen die Ergebnisse von /Takata2004/,

der die Entwicklung der <100>{001}-Rekristallisationstextur in gewalztem Kupfer

untersuchte. Demnach hängt die Größe und Form der Körner mit kubischer Textur im

rekristallisierten Gefüge davon ab, welche Orientierung die Körner vor der

Rekristallisation besaßen.

Darüber hinaus haben /Hennaut1984/ gezeigt, dass die Rekristallisation in der

zweiphasigen Legierung CuZn40 bei relativ kleinen Umformgeschwindigkeiten mit

der Abnahme des β-Phasenanteils einhergeht.

Beim Warmstrangpressen findet außerdem dynamische Rekristallisation statt. Der

Prozess der dynamischen Rekristallisation zeichnet sich durch eine kontinuierliche

Kornneubildung und beschränktes Kornwachstum aus, wohingegen es bei der

statischen Rekristallisation zu einem kontinuierlichen Wachstum der Körner kommt.

Das Gefüge, das sich aufgrund der dynamischen Rekristallisation einstellt, besteht

aus einem Nebeneinander von gerade rekristallisierten und stark verformten Körnern

/Hatherly1986/. Mit zunehmender Verformungsrate nimmt die kritische Keimgröße xc

für dynamische Rekristallisation ab /Zhang2004/:

dtd

MLGb

=. (2.7)

M ist die Korngrenzenmobilität, L die mittlere freie Weglänge der Versetzungen, G

der Schermodul, b der Burgersvektor, ρmdie mittlere Versetzungsdichte und dε/dt die

Dehnrate.

2.3 Plastische Anisotropie

2.3.1 Phänomenologie der plastischen Anisotropie

In Abhängigkeit vom Ausgangsgefüge und der Mikrostruktur vor der Verformung

unterscheiden sich bei Bauteilen und Halbzeugen die Festigkeits- und

Verformungseigenschaften in Abhängigkeit von der Richtung, in der die Belastung

aufgebracht wird /Banabic2000, Häusler1999/. Dieses als plastische Anisotropie

bezeichnete Verhalten zeigt sich in einer Richtungsabhängigkeit der Streckgrenze

bzw. Quetschgrenze und in einer Richtungsabhängigkeit der Werkstoffverfestigung

bzw. des Umformvermögens.

Bild 2.15: Bestimmung des r-Wertes mittels Flachzugproben, Bedeutung des r-

Wertes für die Blechumformung /Blaß2003/

Die Charakterisierung der plastischen Anisotropie kann deshalb sowohl durch die

Messung der Formänderungen als auch durch die Bestimmung der Fließspannung

bei einachsiger Belastung in unterschiedlichen Richtungen φrelativ zur

Vorzugsrichtung der Primärprobe erfolgen (Bild 2.15) /Lange2002/, wobei die

richtungsabhängigen Fließspannungen in sog. Fließortkurven dargestellt werden

(Bild 2.16).

Bild 2.16: Schematische Darstellung der a) Fließortkurve eines X5Cr18Ni10-Stahls

(zunehmende Verformung von S (0%) nach T3 (55%)) /Ripplinger2003/ und der b)

Fließfläche eines isotropen Werkstoffs /Kindervater2000/

Während bei Vollrundprofilen Stauchproben für den einachsigen Druckversuch in

verschiedenen Richtungen φzur Längsachse zur Anwendung gelangen, werden im

Falle von Blechen in verschiedenen Richtungen φzur Walzrichtung Flachzugproben

entnommen und daran einachsige Zugversuche durchgeführt. Gemäß

σσ

cos

11 ⋅= , (2.8)

σσ

sin

22 ⋅= , (2.9)

φφ

σσ

sincos

12 ⋅⋅= (2.10)

werden aus der Dehngrenze σφin der Richtung φdie wirksamen

Normalenspannungen σ11 und σ22 in Richtung der Hauptachsen sowie die wirksame

Schubspannung σ12 in der von den Hauptachsen aufgespannten Ebene berechnet.

Sämtliche so ermittelten Wertepaare liegen dann auf der Oberfläche eines Ellipsoids

(Bild 2.16).

Um den Verlauf der experimentell bestimmten Fließortkurven mathematisch zu

beschreiben, steht eine Fülle unterschiedlicher Vergleichsspannungskriterien zur

Verfügung. Davon werden zwei Kriterien im folgenden erläutert: das Hill-Kriterium

und die sog. ICT-Theorie („Isotropy Center Translation“-Theorie).

Das Hill-Kriterium ist eine empirische Erweiterung des von Mises-Kriterium, mit dem

sich der technisch für Bleche und Schichtverbundwerkstoffe relevante Fall der

orthotropen Anisotropie zufriedenstellend beschreiben lässt /Banabic2000, Hill1948,

Luo1996/.

)

2211

)

1133

)

3322

(F =−

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛+++−+−+−

σσσσσσσσσ

(2.11)

Die Konstanten F, G, H, L, M und N lassen sich anhand der Festigkeiten, die mittels

einachsiger Zugversuche in Richtung der Hauptachsen (R11, R22 und R33) bzw.

Scherversuchen in den durch die Hauptachsen aufgespannten Symmetrieebenen

(R23, R31 und R12) bestimmt werden, berechnen:

F2 −+= , (2.12)

G2 −+= , (2.13)

H2 −+= , (2.14)

L2 =, (2.15)

M2 =, (2.16)

N2 =. (2.17)

Während das Hill–Kriterium eine rein empirische Beschreibung der plastischen

Anisotropie ist, handelt es sich bei der ICT-Theorie um einen analytischen Ansatz.

Die ICT-Theorie basiert auf dem Gedanken, dass die Fließortkurve durch mehrere

sog. Isotropiezentren beschrieben wird, im folgenden mit ,und

bezeichnet /Luo1996/. Entsprechend lautet die anisotrope Fließbedingung:

,(2.18)

wobei

, (2.19)

, (2.20)

, (2.21)

(2.22)

die „verschobenen Invarianten“ des Spannungsdeviators sind. ist der

Spannungsdeviator, α1bis α4und β1bis β4sind werkstoffspezifische skalare

Koeffizienten der ICT-Funktion, außerdem gilt:

, (2.24)

,(2.25)

. (2.26)

Der Operator δij nimmt für i=j den Wert 1 an, für i≠j den Wert 0.

Die Verfestigung wird in der ICT-Theorie durch die Evolution der Isotropiezentren

beschrieben. Bei steigender plastischer Verformung expandiert die Fließortkurve,

wobei die Fließfläche gegenüber dem Ursprung des Koordinatensystems translatiert,

verzerrt oder rotiert wird (Bild 2.17). Verändern alle Punkte auf der Fließortkurve

gleichermaßen ihre Lage, so dass die Fließfläche ihre Form beibehält, spricht man

von isotroper Verfestigung. Isotrope Verfestigung entspricht der Zunahme von K2. Im

Falle der kinematischen Verfestigung ändert die Fließfläche ihre Gestalt /Albert2001,

Häusler1999, Luo1996, Most2000, Ripplinger2003, Schick2004/.

Bild 2.17: Isotrope und kinematische Verfestigung

Untersuchungen belegen eine Verknüpfung zwischen den Isotropiezentren einerseits

und speziellen Aspekten der Anisotropie bzw. des Gefüges andererseits. Der

Bauschingereffekt wird durch die Bewegung des Isotropiezentrums beschrieben.

Zwillingsbildung äußert sich in dem Isotropiezentrum , das in Verbindung mit dem

Isotropiezentrum die Verzerrung der Fließfläche darstellt /Luo1996/.

Für die Charakterisierung von stranggepressten Rundprofilen bzw. gewalzten

Blechen werden im allgemeinen in 0°-, 45°- und 90°-Richtung Proben für den

einachsigen Druck- bzw. Zugversuch entnommen (Bild 2.9). Während der

Verformung tritt in der Dickenrichtung die Formänderung ϕdund in der

Breitenrichtung die Formänderung ϕbauf. Der Quotient aus beiden Größen wird als

Lankford-Parameter r oder einfach als r-Wert bezeichnet und mit der Richtung der

Probe indiziert, z.B.:

°. (2.27)

Ein Bauteil ist nur dann isotrop, wenn r in allen drei Richtungen 1 beträgt /Blaß2003/.

Beim Blechumformen interessiert vor allen Dingen die Anisotropie innerhalb der

Blechebene (ebene Anisotropie Δr) sowie die Anisotropie in Dickenrichtung

(senkrechte Anisotropie rm) /Banabic2000/:

r°

⋅+

=, (2.28)

r°

⋅−

=Δ . (2.29)

Aufgrund des Prinzips der minimalen plastischen Verformungsenergie, dem die

Forderung nach einem möglichst geringen Taylorfaktor entspricht, lässt sich die

plastische Anisotropie aus der Textur eines Bauteils ableiten. Für jede

Probenrichtung φgibt es einen Wert qmin(φ) der Querkontraktion, so dass der

Taylorfaktor minimal wird /Bunge1981, Schouwenaars1994, Szpunar1990/. Gemäß

)(

min

)(

min

−

=(2.30)

ist der aufgrund der Orientierungsverteilungsfunktion (ODF) für die Probenrichtung φ

vorliegende minimale q-Wert qmin mit dem r-Wert verknüpft. Darüber hinaus ist die

Querkontraktion gleich der Steigung der Tangente an dem entsprechenden Punkt

der Fließortkurve /Szpunar1990/.

Die Bedeutung der plastischen Anisotropie und der verschiedenen Kennwerte, die in

diesem Kapitel eingeführt wurden, sei am Beispiel des Tiefziehens verdeutlicht. Beim

Tiefziehen wird durch einen Stempel aus einem Blech ein Näpfchen hergestellt,

wobei das Material aus der Blechebene senkrecht dazu umgeleitet wird. Folglich soll

die Verformung senkrecht zur Blechebene größer als in der Blechebene sein, was

durch eine möglichst große senkrechte Anisotropie rmerreicht wird. Gleichzeitig soll

das Material innerhalb der Blechebene aus allen Richtung gleichermaßen in die

Näpfchenwand, die sog. Zarge fließen, damit keine Zipfelbildung stattfindet. Dafür ist

eine möglichst geringe ebene Anisotropie Δr anzustreben.

2.3.2 Ursachen der plastischen Anisotropie

Zu den Ursachen der plastischen Anisotropie gibt es zahlreiche Untersuchungen, die

sich aber bisher jeweils auf Einzelaspekte konzentrieren. Häufig geht es um

Ausscheidungen, die in der Matrix bevorzugt orientiert sind, z.B. Sulfide in gewalzten

Stahlblechen oder stäbchenförmige Ausscheidungen in Aluminiumlegierungen, und

dadurch den Werkstoff quer zu ihrer Vorzugsrichtung verspröden /Mizera1996/.

Die einzelnen Beiträge zur plastischen Anisotropie sind letztlich miteinander

gekoppelt. Deshalb kann die plastische Anisotropie nur zufriedenstellend verstanden

werden, wenn die Phänomene auf der Längenskala reichend vom anisotropen

Verhalten einzelner Kristallite im Vielkristallaggregat bis hin zur makroskopischen

Anisotropie verknüpft werden. Derartige Studien, in denen der Bogen zwischen den

unterschiedlichen Betrachtungsebenen inhaltlich gespannt wird, liegen bisher nur in

Einzelfällen vor. Ursache dafür ist unter anderem, dass geeignete Messverfahren zur

in-situ-Charakterisierung der mikrostrukturellen Veränderungen in stark plastisch

anisotropen Werkstoffen, insbesondere unter Nutzung von Synchrotronstrahlung,

erst seit kurzer Zeit zur Verfügung stehen /Brusch1997, Poulsen1997, Reimers1999/.

In Veröffentlichungen wird vorwiegend die Textur als Ursache der plastischen

Anisotropie diskutiert /Szpunar1990, Bunge1981/. Ausgeprägte Texturen in Blechen

und Rohren führen zur elastischen und plastischen Anisotropie, die mit zunehmender

Stärke des Texturpols zunimmt. Die Streckgrenze eines Werkstoffs ist unmittelbar

abhängig von der Orientierung der Körner und damit von der Textur im Werkstoff

(Texturanisotropie). Da das Versetzungsgleiten, auf dem die plastische Verformung

von Metallen bei niedrigen Temperaturen im allgemeinen basiert, nur in bestimmten

Gleitsystemen erfolgt, ist die Projektion der kritischen Schubspannung in

unterschiedlichen Belastungsrichtungen relativ zu einer festen Kristallitorientierung

und damit die Streckgrenze verschieden. Der Schmidtfaktor für die [111]-Richtung im

kfz Kristall beträgt beispielsweise 3.674 und für die [100]-Richtung 2.449.

Außerdem sind das Verfestigungsverhalten eines Kristalls sowie das

Umformvermögen richtungsabhängig und werden deshalb von der Textur beeinflusst.

Es ist beispielsweise bekannt, dass die mittlere senkrechte Anisotropie r mit der

Stärke der <111>-Fasertextur zunimmt /MPIE2001/. Beschrieben wird die

Verfestigung durch den Verfestigungskoeffizienten n, ein Maß für das

Umformvermögen ist die im Zugversuch ermittelte Bruchdehnung.

Textur im allgemeinen bedeutet die Orientierungsverteilung der Gesamtheit der

Kristallite. Das beinhaltet aber nicht nur das Vorhandensein von

Vorzugsorientierungen, sondern auch die Nachbarschaftskorrelationen der einzelnen

Kristallite. Im Polykristall muss bei plastischer Verformung der Zusammenhalt

zwischen den Kristalliten erhalten bleiben /Gottstein 1998/. Deshalb beeinflusst die

relative Orientierung der benachbarten Körner, welche Textur sich nach einer

bestimmten Verformung einstellt.

/Mizera1996/ konnte zeigen, dass die Textur nicht ausreicht, um die plastische

Anisotropie ausreichend zu erklären. Hinzu kommt der Einfluss der mikrostrukturellen

Defekte, den diese in Abhängigkeit von der Defektdichte und Defektanordnung auf

die plastische Anisotropie ausüben. /Li2004/ weist ebenfalls darauf hin, dass die

Richtungsabhängigkeit der Fließgrenze nicht zufriedenstellend mit der Textur erklärt

werden kann.

Bei der plastischen Verformung von reinen Metallen und deren Legierungen

entstehen in Abhängigkeit von der Stapelfehlerenergie des Werkstoffs planare oder

zellartige Versetzungsnetzwerke. Zwischen den Versetzungswänden der Netzwerke

kann Versetzungsgleiten stattfinden, während zur Durchdringung der

Versetzungswände zusätzliche Energie erforderlich ist /Ungar1984/. Wenn eine

einzelne, mobile Versetzung auf eine Korngrenze trifft, wird die Versetzung entweder

von der Versetzungswand absorbiert, oder sie passiert das Versetzungsnetzwerk.

Welcher Prozess stattfindet, hängt von der Beschaffenheit der Korngrenze ab

/Priester2004/. Bei den Korngrenzen wird zwischen Gleichgewichts- und

Ungleichgewichtskorngrenzen unterschieden. Eine Möglichkeit, Korngrenzen zu

charakterisieren, ist die sog. Coincidence Site Lattice (CSL)-Nomenklatur. Darin wird

die Korngrenze analog des Gitters durch eine Einheitszelle beschrieben, die das

Volumen VKg besitzt. Das Volumen VKg ist ein n-faches des Volumens der

Einheitszelle VE. Dann wird die Korngrenze mit „Σ(hkl) n“ bezeichnet. hkl sind die

Millerschen Indizes der in beiden Kristalliten betrachteten Orientierung.

Außerdem findet bei der Verformung von Werkstoffen mit niedriger

Stapelfehlerenergie Zwillingsbildung statt. Dadurch entsteht eine bandartige Struktur

mit verzwillingten Bereichen, zwischen denen die Versetzungen bevorzugt gleiten

können. Wenn ein Werkstoff eine starke Vorzugsorientierung besitzt, können sich die

Texturanisotropie und der Beitrag der regelmäßig angeordneten Defekte gegenseitig

verstärken.

Insbesondere von Untersuchungen an hochfesten Stählen für die Automobilindustrie

/Jitsukawa2003/ ist weiterhin bekannt, dass die plastische Anisotropie umso geringer

ist, desto kleiner die Körner und umso größer der E-Modul sind. Für verschiedene

Stähle ist der Zusammenhang in Bild 2.18 dargestellt.

56789101112

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8

2.0

2.2

2.4

2.6

2.8

3.0

Unberuhigter

Stahl

Al-beruhigter

Stahl SFG-HITEN

IF Stahl

Ti: C+N=6

IF Stahl

Ti: C+N=12

Grob Fein

Korngröße

Mittlere Anisotropie rm[a.u.]

ASTM Korngrößen-Nr.

210 215 220 225 230

0.2

0.6

1.0

1.4

1.8

2.2

2.6

3.0

Mittlere Anisotropie Rm[a.u.]

Elastizitätsmodul [GPa]

Bild 2.18: Einfluss a) der Korngröße und b) des E-Moduls auf den r-Wert

verschiedener Stähle, nach /Dimeg2005, Jitsukawa2003/

Darüber hinaus beeinflussen orientierte Ausscheidungen und Mikrorisse das

plastische Verformungsverhalten und folglich auch die plastische Anisotropie eines

Werkstoffs /Mizera et al 1996, Bruhns1996/. In mehrphasigen Werkstoffen wird die

Last entsprechend ihres Umformvermögens sowie der Grenzflächenfestigkeit der

Phasengrenzen unterschiedlich auf die einzelnen Werkstoffphasen verteilt. Bei

Metallmatrixverbundwerkstoffen mit eingelagerten Hartphasen erschweren die

Hartphasen die plastische Verformung der Metallmatrix, während die Hartphasen

lediglich elastisch verformt werden oder bei zu großer Last brechen.

2.4 Zusammenhang zwischen plastischer Verformung und

Mikroeigenspannungen

Durch plastische Verformung werden in Polykristallen Eigenspannungen induziert,

die teilweise ursächlich unmittelbar auf die plastische Anisotropie des Werkstoffs

zurückgeführt werden können /Hauk1997/.

Bild 2.19: Schematische Spannungs-Dehnungs-Kurven für unterschiedlich orientierte

Kristallite /Pintschovius1982/

Einerseits ist das Verformungsverhalten unterschiedlich orientierter Körner

voneinander verschieden (Bild 2.19), andererseits sind die Körner im Polykristall

miteinander gekoppelt. Damit der Zusammenhalt zwischen den einzelnen Körnern

trotzdem gewahrt wird, sind Fehlpassungsdehnungen zwischen den unterschiedlich

orientierten Kristallitgruppen erforderlich. Durch die plastische Verformung entstehen

weiterhin Subkorngrenzen hoher Versetzungsdichte, die durch versetzungsärmere

Bereiche in Balance gehalten werden. Die Regionen, die während der Verformung

rotieren, tragen zur Relaxation von Spannungen bei. Daraus resultiert ein

nichtlinearer Verlauf der Gitterdehnungen in der sin2ψ-Auftragung. ψist der

Inklinationationswinkel gegen die Oberfläche der Probe bzw. des Bauteils. In

texturbehafteten Proben oszillieren die Messpunkte der Gitterdehnung aufgrund der

Mikroeigenspannungen um eine lediglich gedachte sin2ψ-Gerade /Marion1975/.

Unter Berücksichtigung der Mikroeigenspannungen ist dψgegeben durch

sin)

(

)0(

d)(f)

max

d+Ψ•

•

=Ψ

+Ψ•−=

. (2.31)

ψInklinationationswinkel gegen die Oberfläche der Probe

ϕRotationswinkel

dmax Gitterparameter der relaxierten Bereiche (maximale Intensität)

dBGitterparameter der unrelaxierten Bereiche (minimale Intensität)

Die Verteilungsfunktion f(ψ) wird aus der Verteilung der Integralintensitäten über dem

Inklinationswinkel bestimmt, die auf den Wert 1 für die maximale Intensität im

Texturpol normiert sind /Marion1975/.

Auch Stapelfehler bewirken eine Verschiebung der Reflexlage. Gemäß /Marion1975/

gilt für die Reflexlagenverschiebung bestimmt folgende Gleichung:

θθαεσα

coscotm

hkl

hkl,1

hkl

d++++= . (2.32)

αStapelfehlerwahrscheinlichkeit

dhkl Netzebenenabstand des verspannten Gitters

d0Netzebenenabstand im spannungsfreien Zustand

Ghkl, Jhkl hkl-abhängige Konstanten

s1,hkl REK

σMakroeigenspannungen

εfdurch den Stapelfehler hervorgerufene Mikrodehnung

m Faktor für die Berücksichtigung der Messanordnung

Das Vorzeichen der Reflexlagenverschiebung, die durch die Stapelfehler verursacht

wird, ist von der Ordnung des Reflexes abhängig, während die

Makroeigenspannungen nicht von der Ordnung des Reflexes beeinflusst werden. Die

Differenz des Unterschiedes der d-Werte zweier Reflexe gleichen Typs aber

unterschiedlicher Ordnung gibt deshalb die durch die Stapelfehler hervorgerufene

Reflexlagenverschiebung an.

Zwillinge führen zu einer Asymmetrie des Beugungsprofils, die direkt proportional zur

Zwillingswahrscheinlichkeit βist /Wagner1957, Hauk1997/:

200

tan6.14)

200

θβθθ

=− CG . (2.33)

2θ200 Linienlage des 200-Reflexes

CG(2θ200) Schwerpunkt des 200-Reflexes

Eine weitere Methode zur Bestimmung der Zwillingswahrscheinlichkeit basiert auf der

Abnahme der von der Matrix gestreuten Intensität, da ein Teil des Korns durch das

Umklappen bei der Zwillingsbildung sich nicht mehr in Beugung befindet. Zwei

Detektoren sind so aufgestellt, dass gleichzeitig die Intensität der Matrix sowie die

des verzwillingten Bereichs erfasst und zueinander in Relation gesetzt werden

können /Agnew2003/.

Neben Reflexlagenverschiebungen bewirken mikrostrukturelle Defekte auch eine

Verbreiterung des Röntgenreflexlinienprofils. Die durch die Versetzungen innerhalb

eines Korns erzeugten Verzerrungen sind unterschiedlich gerichtet, so dass sie in

der Summe die Lage des mittleren Gitterparameters nicht verändern, sehr wohl aber

die Verteilungskurve des Gitterparameters verbreitern. Außerdem beeinflussen alle

Defekte von Stapelfehlern und Zwillingen über Versetzungsfelder bis zu

Teilchenclustern und wahren Teilchengrößen die sog. Domänengröße. Diese Effekte

werden unter der effektiven Teilchengröße DE(Teilchengrößeneffekte) und der sog.

Mikrodehnung <e2> (Verzerrungen) subsummiert.

Unter der Domänengröße wird ein in seiner Struktur und chemischen

Zusammensetzung durch Aneinanderreihung stets wiederkehrender Bereich des

Kristalls verstanden /Delhez1982, Warren1959, Wilkens1960, Warren1961/. Die

Domänengröße oder effektive Teilchengröße DEist mit der

Stapelfehlerwahrscheinlichkeit αund der Zwillingswahrscheinlichkeit βin folgender

Weise verknüpft /Warren1959, Wilkens1960, Warren1961/:

()

)hkl(

g5.1

)hkl(

1+++=

βα

. (2.34)

DEEffektive Teilchengröße (Domänengöße)

D Subkorngröße

T Stapelfehlerbreite

f(hkl), g(hkl) hkl-abhängige Konstanten (Funktionen des reziproken Gitters und der

Miller-Indizes)

Für die beiden Reflexe 111 und 200 im kfz-Gitter nimmt die Gleichung folgende Form

an:

3)5.1(

)111(

βα

,(2.35)

5.1T

)5.1(

)200(

βα

. (2.36)

Mit der wahren Teilchengröße D und dem Betrag des Burgersvektors b beträgt die

Versetzungsdichte gemäß /Jiang1998/:

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛><

. (2.37)

2.5 Warmstrangpressen von Kupferlegierungen

Das Strangpressen ist nach DIN 8580 in die Untergruppe Druckumformung

eingeordnet. Aufgrund der allseitigen Druckspannungen in der Umformzone können

hohe Umformgrade erzielt werden.

Die Strangpressverfahren werden nach der Verarbeitungstemperatur in Kalt- und in

Warmstrangpressen und nach der Strangbewegung relativ zur Stempelbewegung in

das direkte und das indirekte Strangpressen eingeteilt. Die Krafteinleitung erfolgt

entweder konventionell oder über das hydrostatische Verfahren. Weiterhin wird

unterschieden, ob mit oder ohne Schale und im letztgenannten Fall mit oder ohne

Schmierung gepresst wird. Für die Auswahl des jeweils verwendeten Verfahrens

spielen der zu verpressende Werkstoff, die Presstemperatur, die Form des

Pressprodukts und die gewünschte Ausbringung eine Rolle. Ziel ist es, ein

Strangpressprodukt hoher Güte bei wirtschaftlichem Betrieb der Strangpresse zu

erreichen.

Indirektes Strangpressen

Beim indirekten Strangpressen findet keine Relativbewegung zwischen Block und

Aufnehmer statt, und somit entstehen keine Reibungskräfte an dieser Stelle.

Lediglich zwischen Aufnehmer und Matrize tritt Reibung auf.

Daher gilt:

F≅. (2.38)

FMMatrizenkraft

FSt Strangpresskraft

Matrize Aufnehmer

Pressscheibe

Stempel

Block

Strang

Hohlstempel

Bild 2.20: Schematische Darstellung des indirekten Strangpressens ohne Schale

Von der einen Seite wird der Aufnehmer mit einem Stempel verschlossen, während

von der anderen Seite die Matrize eingeführt wird. Der Aufnehmer bewegt sich in

Richtung Matrize, die sich gegen einen feststehenden Hohlstempel abstützt

(Bild 2.20). Dann kommt es zunächst zu einer Aufstauchung des Blockes und durch

weitere Bewegung des Aufnehmers zum Fließen des Werkstoffs durch die Matrize.

Die Presskräfte werden vom Verschlussstempel auf den Aufnehmer übertragen.

Nach dem indirekten Strangpressen bleibt ein Pressrest zurück, der vom

Strangpressprodukt abgetrennt werden muss, nachdem er mit Hilfe eines vor den

Stempel gesetzten Putzstempels mitsamt der Matrize aus dem Aufnehmer

ausgestoßen wurde. Bei diesem Verfahren des Strangpressens ist die Profilgröße

durch den Querschnitt der Bohrung im Hohlstempel begrenzt und diese wiederum

durch die Belastung auf den Hohlstempel, die durch entsprechende Querschnitte und

Werkstofffestigkeiten aufgefangen werden muss. Dies ist ein wesentlicher Nachteil

des indirekten gegenüber dem direkten Strangpressen (s. nächster Abschnitt).

Beim indirekten Pressen können Schmiermittel verwendet werden, um die Reibung

zwischen Matrize und Aufnehmer sowie zwischen Matrize und Umformgut

herabzusetzen. Ferner kann das indirekte Strangpressen mit Schale durchgeführt

werden, indem zwischen Matrize und Aufnehmer ein hinreichend großer Spalt

gelassen wird, so dass die Blockaußenwand stehen bleibt. Dies hat den Vorteil, dass

Oberflächenverunreinigungen, grobe Gussoberflächen oder Oxidationsschichten im

Aufnehmer zurückbleiben. Wird ohne Schale verpresst, so sollten die Blöcke über

eine hinreichend gute Blockoberfläche verfügen, weil diese in jedem Fall in das

Produkt mit einfließt /Müller1995/.

Die für den Strangpressvorgang benötigte Umformkraft FMist abhängig von der

logarithmischen Gesamthauptformänderung und der Fließspannung des Werkstoffes:

ges

⋅⋅⋅= . (2.39)

Hier sind:

FM: Matrizenkraft bzw. Umformkraft

k: die für die primäre Umformzone geltende mittlere Fließspannung

ges

ϕ:die logarithmische Gesamthauptformänderung

C: ein matrizenspezifischer Faktor

D0: Aufnehmerdurchmesser

Die logarithmische Gesamthauptformänderung ges

ϕergibt sich aus dem

Pressverhältnis V:

V = s

A, (2.40)

lnVln

ges

g==

. (2.41)

V: Pressverhältnis

A0: Aufnehmerquerschnittsfläche

AS: Strangquerschnittsfläche

Die Fließspannung kfist die erforderliche Spannung, damit der Werkstoff bei

einachsiger Belastung mit der logarithmischen Hauptformänderung g

ϕplastisch

verformt wird. Der Werkstoff, die Umformtemperatur, die logarithmische

Hauptformänderung g

ϕund die logarithmische Hauptformänderungsgeschwindigkeit

&beeinflussen im wesentlichen die Fließspannung /Siegert2001/. Die

Formänderungsgeschwindigkeit g

&, die ebenfalls einen Einfluss auf die

Fließspannung kfausübt, ist abhängig von der Lage des betrachteten

Volumenelements in der Umformzone. Daher werden für g

&Mittelwerte für das

gesamte Umformgut in der Umformzone angegeben. Für die jeweilige Matrizenform

der Umformzone sind diese Werte in der Literatur angegeben /Siegert2001/

Der Zusammenhang von Produktgeschwindigkeit vProdukt und der

Stempelgeschwindigkeit vSt wird in Gleichung 2.42 beschrieben:

vProdukt =V•vSt (2.42)

Beim Strangpressen von Kupferlegierungen liegt die Bolzeneinsatztemperatur

oberhalb der Aufnehmertemperatur. Befindet sich der Bolzen im Aufnehmer, so

kommt es zu einem Wärmeübergang von der Bolzenoberfläche in den Aufnehmer.

Nach Einsetzen des Pressvorganges fließt zusätzlich Wärme über die Pressscheibe

ab. Diese Wärmebilanz in der Scheibe bestimmt, je nachdem wo die Scheibe sich zu

Beginn des Pressvorganges im Aufnehmer befindet, mit welcher Temperatur diese in

die Umformzone eintritt und beeinflusst somit die Fließspannung bzw. die

Umformkraft als Funktion des Stempelweges /Siegert2001/.

Bild 2.21: Wärmebilanz am Blockelement „Scheibe“ nach /Siegert2001/

Bild 2.21 stellt die Wärmebilanz einer „Scheibe“ im Pressbolzen dar, bevor sie in die

Umformzone eintritt. Die Wärme, die durch Scherprozesse im Bolzen entsteht, geht

zu einem Anteil QBin den Bolzen über, der andere Teil QAwird in den Aufnehmer

geleitet. Qλist die Wärmemenge, die aus der Block-„Scheibe“ in der Zeit t in den

Aufnehmer fließt, wenn die Aufnehmertemperatur geringer ist als die

Bolzeneinsatztemperatur. Weitere Einflüsse auf die Temperaturverteilung im

Pressbolzen sind die Entstehung von Umformwärme in den Umformzonen und die

Entstehung von Reibwärme zwischen Pressgut und Matrize. Beim direkten

Strangpressen entsteht zusätzlich Reibwärme zwischen der Bolzenoberfläche und

der Aufnehmerwandung. Die beiden Prozesse der Wärmeab- und -zufuhr überlagern

sich und bilden für das jeweilige Pressverfahren und den Presswerkstoff ein

charakteristisches Temperaturprofil. Indirekt wird das Temperaturprofil im

Pressbolzen über die Abhängigkeit der Fließspannung von der Temperatur sowie in

dem Verlauf der Matrizenkraft über den Stempelweg deutlich.

Beim Strangpressen treten unterschiedliche Materialflusstypen auf, die sich je nach

Strangpressverfahren bilden und mit bestimmten Strangeigenschaften verbunden

sind (Bild 2.22) /Bauser2001/.

Bild 2.22: Fliesstypen unterschieden nach Materialbewegung im Blockaufnehmer;

links: Fließtyp beim hydrostatisches Strangpressen (idealer Fließtyp), rechts: Fließtyp

beim indirekten Strangpressen

Der ideale laminare Fliesstyp S ist nur beim hydrostatischen Pressen von

homogenem Material mit konischem Matrizeneinlauf zu finden. Dabei tritt keine

Reibung auf, und Pressfehler sind ebenfalls keine bekannt. Beim indirekten

Strangpressen ist der Fließtyp A zu beobachten. Hierbei hat das homogene Material

einen weitgehend laminaren Fluss, jedoch können Pressfehler in Form von Blasen

oder Schalen an der Strangoberfläche auftreten.

Direktes Strangpressen

Der zu verpressende Werkstoffblock wird auf Bolzeneinsatztemperatur aufgewärmt

und in den Aufnehmer geschoben. Die eine Seite des Aufnehmers wird von der

Matrize abgeschlossen. Von der anderen Seite wird ein Stempel mit vorgelagerter

Pressscheibe eingefahren, die den Block zunächst im Aufnehmer aufstaucht und

anschließend durch die Matrize drückt (Bild 2.23). Im Aufnehmer bleibt ein Pressrest

zurück, der nach dem Pressvorgang vom Stempel aus dem Aufnehmer ausgestoßen

und vom Produkt abgetrennt wird. Das Produkt ist der strangförmige Werkstoff mit

einem durch die Matrize vorgegebenen Profil.

Matrize Aufnehmer

Block Pressscheibe Pressstempel

Strang

Bild 2.23: Schematische Darstellung des direkten Strangpressens ohne Schale

Während des direkten Strangpressens kommt es zu einem Reibkontakt zwischen

Block und Aufnehmerwandung. Dieses führt beim Pressen zu einem erhöhten

Kraftbedarf. Die Stempelkraft (Hauptzylinderkraft) FSt setzt sich somit aus der axial

wirkenden Matrizenkraft FM, die zur Umformung des in der primären Umformzone

befindlichen Umformgutes erforderlich ist, und der zum Verschieben des Blockes im

Aufnehmer erforderliche Reibungskraft FRzusammen.

F+≅ (2.13)

Beim direkten Strangpressen finden, insbesondere wenn bei niedrigen Temperaturen

gepresst wird, Schmiermittel Verwendung. Sie dienen dazu, die Reibungskräfte

zwischen Block und Aufnehmer zu verringern. Wird diese Schmierung nicht

durchgeführt, verursachen die Reibungskräfte eine starke Scherverformung an der

Blockoberfläche. Wenn die Pressscheibe vor dem Stempel einen geringeren

Außendurchmesser hat als der Aufnehmer, kommt es zur Ausbildung einer Schale,

die im Aufnehmer verbleibt. Auch beim Pressen ohne Schale können hohe

Reibkräfte dazu führen, dass der Werkstoff aus dem Blockinnern vorfließt, die

Blockaußenzone nicht mit in die Umformzone vor der Matrize fließt und als dünne

Pressgutschicht die Wandung des Aufnehmers bedeckt. Dies hat den Vorteil, dass

Oberflächenverunreinigungen, beispielsweise grobe Gussoberflächen oder

Oxidationsschichten, im Aufnehmer zurückbleiben. Man unterscheidet zwischen dem

direkten Strangpressen mit Schmiermittel, dem direkten Strangpressen ohne

Schmierung mit Schale und dem direkten Strangpressen ohne Schmierung ohne

Schale /Müller95/.

Abb. 2.24: Fließtypen beim direktem Strangpressen nach Dürrschnabel

Beim direkten Strangpressen können neben den Materialflusstypen S und A auch

noch zwei weitere Materialflusstypen auftreten (Bild 2.24). Der Fließtyp B entsteht

ebenfalls in homogenen Blockwerkstoffen. Zwischen Block und Aufnehmer sowie

Block und Matrizenstirnfläche auf tritt Reibung auf, die dazu führt, dass die

Blockaußenzone gegenüber dem Blockinneren zurückbleibt. Die „tote Zone“ ist

ausgeprägter als beim Fließtyp A. Gleiche Reibungsverhältnisse wie beim Fließtyp B

liegen beim Fließtyp C vor. Jedoch verhalten sich nach diesem Typ inhomogene

Blockwerkstoffe, bei denen die Fließspannung in der Blockaußenzone größer ist als

im Kern. Das ist der Fall, wenn die Aufnehmertemperatur deutlich größer ist als die

Temperatur im Kern des Blockes oder Unterschiede in den Phasenanteilen

mehrphasiger Werkstoffe zwischen Rand- und Kernzone des Blockes vorliegen.

Abb. 2.25: Prinzipielle Darstellung der Blockzonen beim direkten Strangpressen

Fließtyp C

Dieser Materialfluss bedingt eine „sekundäre Umformzone“ (Bild 2.25). Beim

Pressvorgang bleibt der Blockmantel gegenüber dem voreilenden Blockkern im

Aufnehmer zurück und staut sich vor der Pressscheibe auf. Folge davon kann der

„Zweiwuchs“ sein, zu dessen Vermeidung die Blocklänge zu begrenzen oder die

Pressrestlänge zu vergrößern ist /Siegert2001/.

3Zielsetzung

In Hinblick auf die Forderung nach maßgeschneiderten Bauteilen, die Miniaturisierung

von Bauteilen beispielsweise in der Sensorik sowie die wirtschaftliche Fertigung der

Bauteile ist ein umfassendes Verständnis der plastischen Anisotropie erforderlich, da

sowohl die Formänderung und die Formänderungsgrenzen als auch die aus der

Herstellung und Verarbeitung resultierenden mechanischen Eigenschaften davon

abhängen.

Die bisher vorhandenen Einzeluntersuchungen verdeutlichen, dass sämtliche

mikrostrukturellen und Gefügebestandteile bzw. –aspekte, von der

Stapelfehlerenergie und elastischen Anisotropie bis hin zur Makrotextur reichend,

einen signifikanten Einfluss auf die plastische Anisotropie ausüben. Obgleich der

Textur dabei eine besonders große Bedeutung zukommt, kann der Beitrag durch

andere mikrostrukturelle Faktoren wie beispielsweise die mechanische

Zwillingsbildung oder die Versetzungsentwicklung sogar übertroffen werden. Bei

entgegengesetzter Wirkung heben sich beide Ursachen auf, während bei

gleichsinniger Wirkung die texturbedingte Anisotropie verstärkt wird.

Die vorhandenen Quellen beschränken sich im wesentlichen auf die einzelnen

Werkstoffaspekte zur plastischen Anisotropie. Dem Zusammenspiel zwischen den

Faktoren wird deutlich weniger Aufmerksamkeit gewidmet, obwohl die Kenntnis

sämtlicher Einflussgrößen der plastischen Anisotropie sowie deren Wechselwirkung

für die Einstellung gezielter Formänderungen sowie Festigkeiten vorteilhaft ist und in

der Mikrosystemtechnik unerlässlich wird /MPIE2006/.

Seit einiger Zeit stehen durch die Bereitstellung leistungsfähiger Synchrotronquellen

der 3.Generation sowie durch die Weiterentwicklung der Neutronenbeugung neue

Untersuchungsmethoden zur Verfügung, mit denen die Brücke zwischen den Extrema

der lateralen Auflösung verschiedener Methoden zur Charakterisierung der

metallischen Werkstoffe weiter geschlossen wird.

Mit der vorliegenden Arbeit soll unter Ausnutzung derartiger Methoden ein

wesentlicher Beitrag zum umfassenden Verständnis der Ursachen sowie der

Auswirkung der plastischen Anisotropie geleistet werden. Dazu wurden

stranggepresste Messinglegierungen ausgesucht, bei denen der Zinkgehalt zwischen

10 Gew.-% (CuZn10) und 40 Gew.-% (CuZn40Pb2) variiert. Damit wird das Spektrum

vom einphasigen α-Messing bis zum zweiphasigen α/β-Messing abgedeckt. Als

Modellwerkstoff wurde Messing ausgewählt, weil sich durch die Variation des

Zinkgehalts und der Herstellungsparameter beim Strangpressen alle relevanten

Parameter wie elastische Anisotropie, Stapelfehlerenergie und Gleitverhalten,

Versetzungsdichte und –anordnung, mechanische Zwillingsbildung, Textur und

Mehrphasigkeit untersuchen lassen.

Die Arbeit behandelt insbesondere zwei Aspekte: die Betrachtung des

Strangpressprozesses sowie der daraus resultierenden Eigenschaften der

Strangpressprodukte und den Einfluss des Strangpressgefüges auf die

Mikroeigenspannungen sowie die makroskopische plastische Anisotropie, die bei

anschließender Kaltverformung auftreten.

Zur Charakterisierung des Strangpressprozesses wurden die Strangpresskräfte

aufgezeichnet und das Gefüge bzw. die Mikrostruktur der Strangpressprodukte

charakterisiert. An Längs- und Querschliffen der Strangpressprofile („Primärproben“)

erfolgten dazu Untersuchungen mittels Licht- und Elektronenmikroskopie,

Mikrohärtemessungen sowie Laborröntgen- und Synchrotronröntgenbeugung zwecks

Phasen-, Textur-, Eigenspannungs- und Linienprofilanalyse. Die Ergebnisse wurden

bezüglich der Strangpressparameter diskutiert. Dem Strangpressprofil wurden

außerdem 0°-Zugproben sowie 0°, 45° und 90° zur Strangachse orientierte

Druckproben („Sekundärproben“) entnommen, um die mechanischen Kennwerte zu

ermitteln und mit dem Gefüge bzw. der Mikrostruktur der Strangpressprodukte zu

verknüpfen.

Das Gefüge und die Mikrostruktur der kaltgestauchten Proben wurden ebenfalls mit

den im vorherigen Absatz genannten Methoden charakterisiert und bezüglich der

mechanischen Zwillingsbildung sowie der Versetzungsbewegung diskutiert. Dazu

erfolgte die Analyse der Versetzungsanordnungen in unterschiedlich stark

gestauchtem CuZn37 mittels Transmissionselektronenmikroskopie (TEM). Für die

richtungsabhängige Linienprofilanalyse von kaltgetauchtem CuZn10, CuZn20,

CuZn37 und CuZn40Pb2 sowie die Bestimmung der sin2ψ-Verläufe von CuZn10 und

CuZn37 nach Kaltstauchung wurde monochromatische Synchrotronstrahlung

verwendet. Die Nichtlinearitäten und hkl-Abhängigkeiten der sin2ψ-Verläufe,

verursacht durch richtungsabhängige Mikroeigenspannungen, wurden charakterisiert

und vor dem Hintergrund der experimentell bestimmten Mikrostrukturen und deren

Entstehung interpretiert. Für die Beschreibung der experimentellen Nichtlinearitäten

und hkl-Abhängigkeiten der sin2ψ-Verläufe gelangten das Reuss- bzw. das Sachs-

Modell zum Einsatz.

Die plastische Anisotropie äußert sich makroskopisch in den r-Werten, die an den

Druckproben ermittelt wurden. Ebenso wie die mikroskopische plastische Anisotropie

wurde auch die makroskopische plastische Anisotropie vor dem Hintergrund der

Verformungsmechanismen und der damit verknüpften Mikrostruktur- bzw.

Gefügeentwicklung beim Kaltstauchen diskutiert.

4 Experimentelle Grundlagen

4.1 Röntgenographische Phasenanalyse

Gemäß der Bragg’schen Gleichung wird an jeder kristallinen Phase

monochromatische Strahlung unter bestimmten Glanzwinkeln reflektiert, bei denen

die einzelnen Phasenanteile der Röntgenstrahlung positiv interferieren, so dass ein

für die Phase charakteristisches Röntgenreflexprofil entsteht. Die integrale Intensität

Ij(hkl) ist nach

Ij(hkl)=Rj(hkl)*A*Vj(4.1)

dem streuenden Volumen Vjder Phase proportional, wobei Rj(hkl) der aus Struktur-,

Lorentz-, Polarisations- und Flächenhäufigkeitsfaktor bestehende Intensitätsfaktor

und A der Absorptionsfaktor sind. Wenn im Werkstoff nur zwei Phasen vorhanden

sind, z.B. α-Messing und β-Messing, kann der α-Messinggehalt nach dem Verfahren

ohne äußeren Standard bestimmt werden. Mit der Kenntnis, dass

Vα+Vβ=100 Vol.-% (4.2)

sind, lässt sich der β-Messinggehalt in Verbindung mit 4.1 gemäß

)hkl(R

)hkl(I

%Vol100

=(4.3)

bestimmen.

4.2 Röntgenographische Texturanalyse

Die Gesamtheit der Orientierungen der Kristalle eines vielkristallinen Werkstoffes

wird als Textur bezeichnet /Wassermann1962/. Für die Ermittlung von Texturen im

oberflächennahen Bereich von Proben eignet sich Röntgenstrahlung. Die Probe wird

um verschiedene Winkel ϕund χgedreht, um die Intensität über die Lagenkugel zu

bestimmen. Anschließend erfolgt die Mittelung der Intensität über die Lagenkugel

gemäß

∫

ϕχχϕχ

ddsin),(I

I(4.4)

Den prozentualen Anteil einer Netzebenenorientierung an der Intensität in einer

beliebigen Richtung erhält man durch Division der in dieser Richtung an der

entsprechenden Netzebenenschar gemessenen Intensität und der gemittelten

Intensität. Diese relativen Intensitäten werden in eine Polfigur eingetragen, aus der

die inverse Polfigur und die Orientierungsverteilungsfunktion (ODF) berechnet

werden können /Bunge1969/. Die inverse Polfigur stellt die relative Intensität der

verschiedenen Reflexe einer Werkstoffphase bezüglich einer ausgezeichneten

Probenrichtung, beispielsweise der Probenlängsachse, dar /Bunge1969/.

Für die Darstellung der Texturen in der ODF werden die als Eulerwinkel

bezeichneten Transformationswinkel φ,ϕ1und ϕ2verwendet, um die der

Flächennormalenvektor der Probenoberfläche rotiert werden muss, wenn er auf den

entsprechenden Pol einer Kristallebene abgebildet werden soll (Bild 4.1).

Flächennormale der

Probenoberfläche

Pol

Probenachse

Bild 4.1: Definition der Eulerwinkel

4.3 Oberflächennahe Eigenspannungsanalyse

Eigenspannungen sind diejenigen Spannungen, die im Inneren eines Werkstücks

vorhanden sind, auf das keine äußere Last oder Temperaturfelder einwirken. Nach

der räumlichen Ausdehnung des Bereichs, über den die Eigenspannungen

miteinander im Gleichgewicht stehen, werden Eigenspannungen in solche erster Art

bis dritter Art eingeteilt. Eigenspannungen I.Art I

sind über einen größeren

Werkstoffbereich (mehrere Körner) konstant, während Eigenspannungen II.Art II

über einen kleineren Bereich (wenige Körner) homogen sind und Eigenspannungen

III.Art III

in einem hinreichend großen Bereich innerhalb eines Korns, z.B. einem

Subkorn, jeweils miteinander im Gleichgewicht stehen /Macherauch1973,

Masing1925/.

Bild 4.2: Einteilung der Eigenspannungen /Macherauch1973/

Die Beugungsmethoden zur Eigenspannungsanalyse arbeiten phasenselektiv.

Deshalb ermöglichen sie bei mehrphasigen Werkstoffen wie den α/β-

Messinglegierungen die gezielte Ermittlung des Spannungszustandes in einer

einzelnen Werkstoffphase. Durch die Aufschlüsselung der Eigenspannungen in die

drei oben aufgeführten Kategorien lassen sich lokale Eigenspannungen somit

phasenspezifisch für eine beliebige Phase αwie folgt darstellen:

σσ

IIIIII++= . (4.5)

Der Zusammenhang zwischen den Eigenspannungen I.Art, den mittleren

phasenspezifischen Eigenspannungen

und den Eigenspannungen II.Art lautet:

αα

∑

⋅= n

I(4.6)

und III

−= . (4.7)

Gemäß

hkl

sin

hkl

θλ

⋅= (4.8)

mit Strahlung der Wellenlänge λund den doppelten Glanzwinkeln 2θerfolgt bei der

Spannungsanalyse die Bestimmung der Gitterparameter bzw. Netzebenenabstände

für eine bestimmte Netzebenenschar (h k l) unter verschiedenen Azimut- und

Inklinationswinkeln ϕund ψin Bezug auf ein probenfestes Koordinatensystem, in

dem die dritte Probenkoordinate P3definitionsgemäß mit der Oberfächennormalen

zusammenfällt (Bild 4.3).

Bild 4.3: Definition der Winkel ϕund ψfür die Spannungsanalyse mit Beugung

Wenn der Werkstoff einer äußeren Belastung oder Eigenspannungen unterliegt,

ändert sich aufgrund der elastischen Dehnung εhkl des Kristallgitters der

Netzebenenabstand dhkl in Abhängigkeit von seiner Orientierung zur Wirkungslinie

der Beanspruchung gegenüber dem Netzebenenabstand d0hkl im unverspannten

Gitter, so dass sich die Interferenzlinie der Netzebenenschar im Beugungsdiagramm

verschiebt.

hkl

hkl −

ϕψ

(4.9)

Die röntgenographisch ermittelten Gitterdehnungen werden mittels des Hookeschen

Gesetzes in Spannungen umgerechnet /Hauk1997/.

Für die Spannungsermittlung nach dem sin2ψ-Verfahren /Macherauch1961/ wird

aufgrund der im Vergleich zu beispielsweise Neutronenstrahlen geringen

Eindringtiefe der Strahlung von nur wenigen Mikrometern ein ebener, zweiachsiger

und homogener Spannungszustand angenommen, so dass näherungsweise σi3=0

(i=1,2,3) gesetzt werden kann. Daraus ergibt sich dann

)

2211

(

hkl

sin

hkl

σσψ

ϕψ

+⋅+⋅⋅= (4.10)

mit

hkl

−

=(4.11)

und hkl

hkl

. (4.12)

Dabei sind hkl

s und hkl

1die richtungsunabhängigen, netzebenen- und

phasenspezifischen diffraktionselastischen Konstanten (DEK), die durch

Mittelwertbildung über alle reflexionsfähigen Kristallite unter der Grenzannahme

beispielsweise von Voigt /Voigt1928/, Reuss /Reuss1929/ bzw. Kröner /Kröner1958/

berechnet werden müssen.

Bild 4.4: Dehnungsverteilung eines ebenen, über den Eindringtiefenbereich

homogenen Spannungszustandes nach dem sin2ψ-Verfahren /Steeb1985/

Aus der Auftragung der Funktion )

(sinf

ϕψ

=können die Größen σϕund

(σ11+σ22) durch lineare Regression gemäß Gl. 4.10 ermittelt werden. Aus dem

Anstieg der Regressionsgraden lässt sich der Spannungszustand parallel zur

Probenoberfläche durch

hkl

=(4.13)

mit

ϕψ

sin

hkl

mΔ

=(4.14)

bestimmen. Bei nicht verschwindender σ33-Komponente bleibt die

Spannungskomponente σϕum den Betrag von σ33 unbestimmt.

4.4 Linienprofilanalyse mittels Rietveldverfahren

Bei dem Rietveldverfahren wird das experimentell bestimmte Beugungsdiagramm

durch analytische Funktionen modelliert, die den instrumentellen und den

Werkstoffeinfluss auf die Röntgenreflexlinienprofile beschreiben. Für die

Beschreibung des resultierenden Linienprofils findet eine Pseudo-Voigt-Funktion

pV(x) Verwendung:

[]

)x(G)1()x(C

I)x(pV

ηη

−+= (4.15)

Darin steht C(x)=(1+x2)-1 für den durch Teilcheneffekte verursachten Cauchyanteil

und G(x)=exp[-(ln2)x2] für den durch Verzerrungen verursachten Gaußanteil. Die

Variable x ergibt sich gemäß x=(2θ-2θ0)/ω, wobei 2θ0die Amplitude, 2ωdie

Halbwertsbreite (FWHM), ηder Anteil der Cauchy-Funktion und Ipdie Amplitude ist.

Weiterhin wird angenommen, dass die Halbwertsbreite der Cauchy- und der

Gaußfunktion gleich groß sind /LeBail2000/.

Das gesamte Beugungsdiagramm wird durch folgende Faltungsfunktion beschrieben

/Enzo1988/:

()

[]

()

bkg2)A*I(*B2

Y+=

θθ

(4.16)

mit dem Faltungssymbol *, dem Polynom 4.Grades bkg als Hintergrundfunktion, der

probenbedingten Linienverbreiterung B(2θ) und der instrumentellen symmetrischen

Linienverbreiterung I(2θ) bzw. asymmetrischen Linienverbreiterung A(2θ).

Durch Simulation der Pseudo-Voigt-Röntgenreflexlinienprofile anhand der

Kristallitgröße, der Mikrodehnung, der Stapelfehler- und der

Zwillingswahrscheinlichkeit werden die effektive Teilchengröße Deff sowie die

Mikrodehnungen 2

bestimmt /Klug1974, Lutterotti1990/:

dT =(4.16)

mit

[]

L2exp

Z11

2ln

exp

Z1Z

)L(

πσ

σπ

−

⎥

⎦

⎤

⎢

⎣

⎡−

=, (4.17)

5.0

2ln1

Z⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−

(4.18)

und

[]

sin)

sin(

θωθ

−+

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

=. (4.19)

d Gitterparameter

L Reihenentwicklungsgrad der Fourierreihe

TpV Kosinus-Fourierkoeffizienten

Für den speziellen Reihenentwicklungsgrad L=D/2 ergibt sich durch Einsetzen in Gl. :

[]

exp

1)L(

T−

⎥

⎦

⎤

⎢

⎣

⎡−=

∗

επ

. (Gl. 20)

4.5 Electron Backscattered Diffraction (EBSD)

„Electron backscattered diffraction“ (EBSD) basiert auf der Analyse der Rückstreu-

Kikuchi-Linien, die durch an den Netzebenen rückgestreuten Elektronen erzeugt

werden und je nach Werkstoff und Orientierung des Gitters relativ zum eintreffenden

Elektronenstrahl charakteristisch sind (Bild 4.5).

Bild 4.5: Prinzip der Orientierungsbestimmung mit EBSD, a) Entstehung der Kikuchi-

Linien, b) Detektierung der Kikuchi-Linien und c) exemplarisches Kikuchi-Muster

/Katrakova1998/

Für das Abtasten einer Probenoberfläche mit der EBSD-Technik und dem Erstellen

sog. „Orientierungsmaps“ ist der Begriff „Orientation imaging microscopy“ (OIM)

geläufig. Zu dem Zweck wird die Probe um 60° bis 70° gegenüber der

Probentischhorizontalen gedreht und die Messfläche im allgemeinen durch

Strahlschwenkung gerastert. Die daraus resultierende Orientierungsverteilung eignet

sich für die Phasen- und Texturanalyse sowie die Bestimmung von

Missorientierungen, anhand derer Klein- und Großwinkelkorngrenzen bzw.

Zwillingssysteme identifiziert werden können /Humphreys2001/. Außerdem ist die

Dehnungsanalyse mit EBSD möglich.

Folgende Aspekte sind bei der Verwendung von EBSD /Ullemeyer2000/

insbesondere zu berücksichtigen:

¾Die Eindringtiefe der Elektronenstrahlung ist um ein Vielfaches geringer als

die der konventionellen Röntgenstrahlung, so dass für die gleiche

Zählstatistik bei EBSD das bis zu 10fache der Messfläche von Röntgen

erforderlich ist /Wenk2004, Xie2003/.

¾Aufgrund der im Vergleich zu XRD geringen Eindringtiefe erfordern EBSD

Messungen besonders ebene Oberflächen /Camus2003/.

¾Das Abrastern der Messfläche durch Strahlkippung führt zu einer

Defokussierung des Elektronenstrahls, die nur bei Kenntnis der

Oberflächenform und dem Einsatz eines dynamischen Fokus korrigiert

werden kann. Defokussierung und Strahlkippung bewirken einen Fehler in der

Bestimmung der absoluten Orientierung des Messpunktes /Humphreys2001/.

¾Wenn sich im Bereich der Korngrenzen Körner überlappen, sind die

Beugungsbilder nicht eindeutig und die Korngrenzen können ggf. nicht

indiziert werden /Humphreys2001/.

¾Die gemessene Orientierung resultiert aus der Überlagerung der

tatsächlichen Missorientierung und dem instrumentellen Rauschen. Somit

beschränkt das instrumentelle Rauschen die Auflösung lokaler

Missorientierungen /Humphreys2001/.

¾Für die Bestimmung von Korngrößen sollte die zu erwartende mittlere

Sehnenlänge mindestens 8 bis 10 Messpunkte enthalten /Humphreys2001/.

5 Durchführung der experimentellen

Untersuchungen

5.1 Warmstrangpressen der Messinglegierungen

Für die Strangpressversuche wurde eine Strangpressanlage mit einer maximalen

Presskraft von 8MN verwendet, die am Forschungszentrum Strangpressen im

Fachgebiet Metallische Werkstoffe der TU Berlin zur Verfügung steht. Diese Anlage

ist mit einem ölhydraulischen Direktantrieb sowie einer freiprogrammierbaren

Steuerung ausgestattet. Die Bolzeneinsatztemperatur wird über eine induktive

Einbolzenerwärmungsanlage geregelt (Bild 5.1).

Bild 5.1: Induktive Einbolzenerwärmungsanlage

Der Aufnehmer für den Bolzen sowie die Matrize und der Pressstempel wurden für

die Versuche auf eine Temperatur von 480°C gebracht. Um die Reibkräfte im Bolzen

auf ein Minimum zu bringen, wurden der Aufnehmer, die Matrize und der

Pressstempel vor Beginn des Pressvorganges mit Graphitpaste geschmiert.

Bild 5.2: Einführen des Bolzens kurz vor Beginn des Pressvorganges

In den Pressrahmen sind Messglieder integriert, so dass der Verlauf der Zylinder-

und der Stempelkraft während des Strangpressens kontinuierlich als

Strangpressdiagramm aufgezeichnet werden kann.

Im Rahmen dieser Arbeit wurden Bolzen aus CuZn10, CuZn20, CuZn37 und

CuZn40Pb2 indirekt stranggepresst, wobei die Parameter Produktgeschwindigkeit

vStrang, Bolzeneinsatztemperatur TBolz und Umformgrad ϕvariierten. CuZn40Pb2

wurde außerdem direkt stranggepresst. Die Kombination der Parameter ist in Tabelle

5.1 aufgelistet.

Tabelle 5.1: Strangpressversuche mit den dazugehörigen Strangpressparametern

Werkstoff Verfahren DMatrize

[mm]

DAufnehmer

[mm]

TBolz

[°C]

vStrang

[mm/s] Um ϕ

CuZn10 Indirekt 24.6 110 650 500 3

CuZn10 Indirekt 24.6 110 700 500 3

CuZn10 Indirekt 24.6 110 750 500 3

CuZn10 Indirekt 24.6 110 700 400 3

CuZn10 Indirekt 24.6 110 700 300 3

CuZn10 Indirekt 18.6 110 700 700 3.55

CuZn10 Indirekt 15.5 110 700 1000 3.92

CuZn20 Indirekt 24.6 110 650 500 3

CuZn20 Indirekt 24.6 110 700 500 3

CuZn20 Indirekt 24.6 110 750 500 3

CuZn20 Indirekt 24.6 110 700 400 3

CuZn20 Indirekt 24.6 110 700 300 3

CuZn20 Indirekt 18.6 110 700 700 3.55

CuZn20 Indirekt 15.5 110 700 1000 3.92

CuZn37 Indirekt 24.6 110 650 500 3

CuZn37 Indirekt 24.6 110 700 500 3

CuZn37 Indirekt 24.6 110 750 500 3

CuZn37 Indirekt 24.6 110 700 400 3

CuZn37 Indirekt 24.6 110 700 300 3

CuZn37 Indirekt 18.6 110 700 700 3.55

CuZn37 Indirekt 15.5 110 700 1000 3.92

CuZn40Pb2 Indirekt 25.5 110 700 280 2.92

CuZn40Pb2 Indirekt 15 110 700 807 3.98

CuZn40Pb2 Indirekt 25.5 110 700 651 2.92

CuZn40Pb2 Indirekt 35 110 700 148 2.29

CuZn40Pb2 Indirekt 25.5 110 700 130 2.92

CuZn40Pb2 Indirekt 25.5 110 600 280 2.92

CuZn40Pb2 Indirekt 25.5 110 750 280 2.92

CuZn40Pb2 Direkt 25.5 110 750 280 2.92

CuZn40Pb2 Direkt 25.5 110 700 280 2.92

CuZn40Pb2 Direkt 25.5 110 610 280 2.92

CuZn40Pb2 Direkt 25.5 110 610 130 2.92

CuZn40Pb2 Direkt 25.5 110 610 651 2.92

Aus den Strangpressdiagrammen wurde der maximale spezifische Pressdruck pmax

zu Beginn des Strangpressversuchs, der stationäre spezifische Pressdruck pstat

beim Strangpressen und der Umformwiderstand kwbestimmt.

Die spezifischen Pressdrücke ergeben sich aus der Maximalkraft Fmax zu Beginn des

Strangpressversuchs und der Kraft FMim stationären Bereich gemäß

max

p=(5.1)

und 0

stat

p=, (5.2)

wobei A0die Aufnehmerquerschnittsfläche ist. Der Umformwiderstand ist mit der

stationären Matrizenkraft FM, dem logarithmischen Pressverhältnis V und der

Aufnehmerquerschnittsfläche wie folgt verknüpft:

AVln

k⋅

=. (5.3)

Die Kraftüberhöhung zu Beginn des Strangpressens wurde gemäß Gl. 5.3 ebenfalls

auf den Umformgrad und den Aufnehmerdurchmesser bezogen:

AVln

max

k⋅

−

=Δ . (5.4)

5.2 Probenentnahme aus den Strangpressprofilen

Die Strangpressprofile wurden in die Bereiche Vorpressabschnitt (VP), Anfang (A),

Mitte (M) und Ende (E) unterteilt. Der mit VP gekennzeichnete Abschnitt wird für die

Untersuchungen nicht berücksichtigt, da sich in dem Bereich erst die angestrebten

Kräfte und Geschwindigkeiten für das Strangpressen einstellen. Die Proben zur

mikrostrukturellen sowie Gefügecharakterisierung der Strangpressprofile sowie für

Zug- und Druckversuche wurden aus dem Mittelteil des Strangpressprofils

entnommen, bei dem stationäre Pressbedingungen vorlagen. Die übrigen

Produktabschnitte (Anfang und Ende) stehen für ergänzende Untersuchungen noch

zur Verfügung.

Strangaustrittsrichtung →

Bild 5.3: Kennzeichnung der Abschnitte im Strangpressprofil

5.3 Zugversuche

Die mechanischen Kennwerte der Strangpressprofile wurden in Anlehnung an EN

10002-1 bei Raumtemperatur (RT) an einer servo-hydraulischen MTS-

Zugprüfmaschine des Typs 810 durchgeführt, die auch für Druck- und Wechsellasten

ausgelegt ist. Da glattwandige Proben aus Messing bei den auftretenden Prüflasten

im Klemmsitz rutschen, konnten nicht die für diese Maschine üblicherweise

vorgesehenen Zylinder-Zugproben verwendet werden. Stattdessen erfolgen die

Zugversuche mit Rundzugproben mit Gewindekopf M14x1.5, die parallel zur

Strangpressachse entnommen wurden und gemäß DIN 50125 gefertigt waren

(Bild 5.4).

Bild 5.4: Zugproben gemäß DIN 50125

Tabelle 5.2: Abmaße der Zugproben

L0[mm] D0[mm] D1[mm] Lc[mm] Lt[mm] H [mm]

40 8 M14x1.5 49 90 10

Die Zugproben wurden mittels eines eigens angefertigten Adapters aus

Warmarbeitsstahl in die Zugprüfmaschine eingespannt (Bild 5.5) und mit konstanter

Stempelgeschwindigkeit (weggeregelt) verformt. Die Verfahrgeschwindigkeit der

Stempel betrug 0.01 mm, was einer Dehnrate von 2.5*10-4 s-1 im aktiven

Messbereich der Zugprobe entspricht.

Bild 5.5: Adapter für Zugproben

Anhand der Spannungs-Dehnung-Kurven wurden die 0.2%-Dehngrenze Rp0.2, die

Zugfestigkeit Rm, die Gleichmassdehnung AGl und die Bruchdehnung ABbestimmt.

Aus der 0.2%-Dehngrenze Rp0.2 sowie der Zugfestigkeit Rmwurde das

Streckgrenzenverhältnis berechnet:

100

R2.0

niszenverhältStreckgren ⋅= .(5.5)

Die experimentell bestimmten Rp0.2-Werten Rp0.2-Werte wurden mit Rp0.2-Werten

verglichen, die rechnerisch aus den Ergebnissen der Gefügecharakterisierung

resultierten. Dafür wurden folgende Angaben verwendet:

Fließgrenze im regellosen Kristall: σ0=45.11 MPa

Hall-Petch-Parameter für Versetzungsgleiten: kD=31 MPa

Taylor-Faktor für regellose Textur: Tregellos=3.06

Taylor-Faktor für die 111-Textur: T111=3.674

Taylor-Faktor für die 200-Textur: T200=2.449

Bei den zweiphasigen Werkstoffen muss außerdem die 0.2%-Fließgrenze der β-

Phase berücksichtigt werden. Sie beträgt: σp0.2,β=320 MPa.

Als erstes wurde die aus der Korngröße ohne Berücksichtigung der

Strangpresstextur resultierende Festigkeit σp0.2,HP der α-Phase berechnet. Anhand

der Quotienten regellos

T111

111

f=und regellos

T200

200

f=wurden daraus die für die

beiden Hauptkomponenten der Doppelfasertextur vom Strangpressen jeweils

resultierenden Extremfälle der Festigkeit abgeleitet. In den Strangpressprofilen sind

beide Texturkomponenten vorhanden, wobei deren Beitrag je nach

Strangpressparameter variiert. Die Zusammensetzung der Doppelfasertextur der

Strangpressprofile wurde durch den Faktor )200(p)111(p

)111(p

111

=und

)200(p)111(p

)200(p

200

=berücksichtigt.

p(200) Texturindex des (200)-Reflexes für ψ=0

p(111) Texturindex des (111)-Reflexes für ψ=0

Daraus resultiert die theoretische Festigkeit der α-Phase gemäß

()

200

111

2.0

p⋅+⋅∗=

. (5.6)

In den zweiphasigen α/β-Messinglegierungen tragen beide Phasen entsprechend der

Phasenanteile Vαder α-Phase und Vβder β-Phase in Gew.-% zur Festigkeit bei:

σ⋅

=σ ,

2.0

p. (5.7)

5.4 Stauchversuche

Für die Druckversuche wurden den Strangpressprofilen in 0°-, 45°- und 90°-Richtung

zur Strangpressachse zylinderförmige Proben entnommen, wobei die Höhe h=20 mm

und der Durchmesser d=10 mm betrug. Wenn aufgrund der Geometrie der

Strangpressprofile und der Entnahmerichtung der Proben erforderlich, kamen

kleinere Proben mit einer Höhe h=10 mm und einem Durchmesser d=8 mm zum

Einsatz.

Die Druckversuche mit quasistatischer Last wurden in Anlehnung an DIN 50106 bei

RT an derselben servo-hydraulischen MTS-Zugprüfmaschine des Typs 810 wie die

Zugversuche durchgeführt. Mit einem zylindrischen Stempel aus einer warmfesten

Nickelbasislegierung wurden die Proben bis zum Erreichen der maximalen Last der

Prüfmaschine, die bei 100 kN liegt, gestaucht. Die Verfahrgeschwindigkeit v der

weggeregelten Druckstempel betrug bei den Druckproben mit einer Höhe h=20 mm

v=0.002 mm/s und bei den Druckproben mit einer Höhe h=10 mm v=0.001 mm/s,

was einer Dehnrate von 10-4 s-1 entspricht.

Für jede Druckprobe wurde die 0.2 %-Stauchgrenze σd0.2 bestimmt. Die gestauchten

Proben besitzen eine elliptische Querschnittsfläche mit dem maximalen Durchmesser

dmax und dem minimalen Durchmesser dmin. d0ist der Anfangsdurchmesser der

Druckprobe. Damit wurde der r-Wert bestimmt:

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

min

max

min

max

. (5.8)

Der r-Wert wurde entsprechend der Richtung relativ zur Strangpressachse für die 0°-

Probe mit r0°, für die 45°-Probe mit r45° und für die 90°-Probe mit r90° bezeichnet.

Diese drei Werte wurden für alle Strangpressprofile ermittelt und daraus die mittlere

Anisotropie berechnet:

490

r°

⋅+

=. (5.9)

5.5 Hochgeschwindigkeitsverformung

Am Prüfsystem Gleeble 3800 der Fa. Gleeble (maximale Stempelgeschwindigkeit

gleich 2000 mm/s, Maximallast bei Stauchung gleich 200 kN, maximale Aufheizrate

gleich 10000°C/s und maximale Einsatztemperatur gleich 1700°C) wurden

wegkontrollierte Druck- und Torsionsversuche mit CuZn37 bei unterschiedlichen

Verformungstemperaturen und Verformungsraten durchgeführt.

Die Proben für die Stauchversuche stammen von einem stranggegossenen Bolzen in

Stranggussrichtung und einem Vollrundprofil in Strangpressrichtung, das bei 650°C

mit einer Produktgeschwindigkeit gleich 500 mm/s und einem Umformgrad gleich 3

indirekt stranggepresst wurde. Dabei handelte es sich um dieselben Zylinder mit

15 mm Länge und 10 mm Durchmesser.

Torsionsversuche wurden nur an Proben nach dem Strangpressen durchgeführt.

Dafür mussten eigens für die Gleebleversuche Torsionsproben angefertigt werden,

die entsprechend Bild 5.6 eingespannt und mehrachsig verformt wurden.

Bild 5.6: Torsionsvorrichtung für die Gleeble 3800

Die Verformungstemperaturen und Verfahrgeschwindigkeiten der Stauchversuche

sind in Tabelle 5.3 aufgeführt. Dabei erfolgte die Aufheizung der Proben auf ihre

Solltemperatur konduktiv nach dem Prinzip der Widerstandserwärmung.

Tabelle 5.3: Hochgeschwindigkeits-Druckversuche

Werkstoffzustand VStempel [m/s] Dehnrate [s-1] Temperatur [°C]

Stranggegossen 1 66.6 700

Stranggegossen 0.1 6.66 25

Stranggepresst 1 66.6 300

Stranggepresst 0.1 6.66 300

Stranggepresst 1 66.6 25

Stranggepresst 0.1 6.66 25

Tabelle 5.4 zeigt die Parameter der Hochgeschwindigkeits-Torsionsversuche

einschließlich der Probenabmessungen, die im Gegensatz zu denen der

Druckversuche mit den Versuchsparametern variierten.

Tabelle 5.4: Hochgeschwindigkeits-Torsionsversuche

Proben-

durchmesser

[mm]

Probenlänge

[mm]

Scherdehnrate

[rad/s]

Vergleichsdehnrate

[rad/s]

Temperatur

[°C]

10 8 106 170 300

10 20 10.1 40.4 300

10 20 0.1 0.4 280

8 16 10 40.1 25

8160.1 0.4 25

Im Rahmen der Torsionsversuche wurde das Drehmoment T in Abhängigkeit vom

Verdrehwinkel φbestimmt. Um die Daten darzustellen, erfolgte die Umrechnung des

Verdrehwinkels in die Scherdehnung γund des Drehmomentes in die

Schubspannung τ:

⋅

=(5.10)

und 3

⋅

. (5.11)

r ist der Radius des aktiven Messbereichs und L die aktive Messlänge der

Torsionsprobe. Zur Beschreibung der Abhängigkeit der Fließgrenze von der

Verformungsgeschwindigkeit wurde die Gleichung von Cowper und Symands

verwendet:

()

Ddt/d

+= . (5.12)

Mit σydwird in der Gleichung die Fließgrenze bei dynamischer Belastung mit der

Dehnrate dε/dt bezeichnet. σyist die Fließgrenze bei quasistatischer Belastung, die

im Rahmen der vorliegenden Untersuchungen bei den Druckversuchen bei

Raumtemperatur mit der Fließgrenze bei einer Stauchrate von 0.00025 s-1

gleichgesetzt wurde. Für 300°C Prüftemperatur wurde angenommen, dass die

Fließgrenze bei 300°C das 0.7fache des Wertes bei RT betrage. D und q sind zwei

werkstoffabhängige Parameter, die anhand der experimentellen Daten bestimmt

wurden. Dazu erfolgte die Auftragung von ln(σyd/σy-1) vers. ln(dε/dt) (lineare Form

der Gleichung von Cowper und Symands) und die Bestimmung der Gerade durch die

Meßpunkte. Die Steigung dieser Geraden m ist gleich 1/q, der Achsenabschnitt n

entspricht –1/q*lnD.

5.6 Härtemessungen

Mit einem Härteprüfgerät der Firma Struers, Modell Duramin wurden an den

Querschliffen der Strangpressprofile über den gesamten Querschnitt mit HV2 die

Härteverläufe ermittelt. Die Verläufe beginnen jeweils im Abstand von 1.8 mm vom

Probenrand. Der Abstand zwischen zwei Messpunkten beträgt ebenfalls 1.8 mm. Je

drei Messpunkte wurden im gleichen Abstand vom Rand gesetzt, aus denen sich

dann der Mittelwert und der Fehler für die Probenposition ergab.

5.7 Lichtmikroskopie

Für die Charakterisierung der Strangpressprofile und der Druckproben nach der

Kaltstauchung wurden jeweils Längs- und Querschliffe entnommen, nach dem

Einbetten mit SiC-Papier bis zu einer Körnung von 2400 geschliffen und

anschließend mit Diamantpaste bis 1 µm Körnung poliert. Je nach Anforderung

erfolgte noch eine elektrolytische Politur.

Zum Ätzen aller Schliffe der Strangpressprofile sowie der Querschliffe der

druckverformten Proben wurde eine Lösung (Methode 1) folgender Zusammen-

setzung verwendet:

25 ml dest. H2O,

25 ml NH4OH,

5 ml H2O2(30%ig).

Für die Längsschliffe der druckverformten Proben gelangte die Lösung (Methode 2)

folgender Zusammensetzung zur Anwendung:

100 ml C2H5OH,

20 ml HCl,

5 g FeCl3.

Die derart präparierten Schliffe wurden im Lichtmikroskop der Firma Zeiss, Modell

Axioskop betrachtet und zwecks Charakterisierung der Korngröße sowie der

Kornform der α-Phase mit einer an das Mikroskop angeschlossenen Kamera

dokumentiert. Für die Sichtbarmachung der Korngrenzen in der β-Phase wurden

unterschiedliche Elektrolyten ausprobiert, die sich jedoch alle als ungeeignet

erwiesen.

Die Korngrößenbestimmung erfolgte mit dem Linienschnittverfahren bzw. mit einer

vergleichenden halbquantitativen Methode. In Anlehnung an die

Korngrößenbestimmung nach ASTM E 112-77 wurden für letzteres Verfahren

Linienraster angefertigt, die ein quadratisches Muster ergaben. Die Größe der Raster

wurde so abgestuft, dass mit deren Hilfe eine Einteilung der Korngrößen

entsprechend der Korngrößenkennzahlen stattfinden konnte. Außerdem wurde an

den Längsschliffen der Druckproben die Streckung der Körner bestimmt.

5.8 Electron Backscattered Diffraction (EBSD)

An stranggepressten und an zusätzlich kaltgestauchten Proben vorwiegend aus

CuZn37 wurden EBSD-Untersuchungen durchgeführt. Dafür stand an der

Zentraleinrichtung Elektronenmikroskopie (Zelmi) der TU Berlin ein

Rasterelektronenmikroskop S-2700 von der Firma Hitachi in Verbindung mit einem

Nordlyst II-Dtektor zur Verfügung.

Die Auswertung der Kikuchi-Beugungsbilder erfolgte mit der Software Channel 5 von

der Firma hkl Technologies. Mit dem Programm wurden Phasengehalte der α-Phase

und β-Phase, Polfiguren der β-Phase, Orientierungsverteilungen und

Nachbarschaftsbeziehungen zwischen einzelnen Körner ermittelt.

5.9 Transmissionselektronenmikroskopie (TEM)

An Proben, die im Anschluss an das Strangpressen unterschiedlich stark

kaltgestaucht wurden, erfolgten TEM-Untersuchungen. Die TEM-Untersuchungen

wurden mit einem Philipps CM20 durchgeführt, das am MPIE Düsseldorf zur

Verfügung stand. Als Besonderheit befinden sich an dem Gerät eine Kamera zwecks

Aufnahme der Kikuchi-Beugungsbilder und eine Software namens Toca, mit der

anhand der Auswertung der Kikuchiaufnahmen automatisch die Orientierung des

betrachteten Probenbereichs bestimmt werden kann /Zaefferer2000/.

5.10 Röntgenographische Texturanalysen

Mittels Röntgenbeugung wurde die Textur in der α-Phase und der β-Phase nach dem

Strangpressen sowie bei ausgewählten Proben nach anschließender Kaltstauchung

untersucht. Die Texturanalysen wurden an einem ψ-Diffraktometer mit

ortsempfindlichem Detektor unter Verwendung von CoKα-Strahlung durchgeführt. Zur

Strahlbegrenzung wurde ein Rundkollimator (Durchmesser 1,5 mm für die α-Phase,

1 mm für die β-Phase) verwendet. Für die Texturanalysen wurden die folgende

Gitterreflexe verwendet:

α(200), α(220) und α(311) für die Textur der α-Phase;

β(110) für die Textur der β-Phase.

Für jeden Reflex wurden mit 5°- bzw. 10°-Schrittweite die Intensitäten unter den

Winkeln ψ = 0°-75° (Winkel zum Normalenvektor der Oberfläche) und φ = 0°-350°

(Rotationswinkel um den Normalenvektor der Oberfläche) gemessen. Die Messzeit

pro Messpunkt betrug 10 s für die α-Reflexe und 15 s für die β-Reflexe.

Mit Hilfe des Programms „ODF-Analysis“ /Bunge1993/ wurden die

Orientierungsverteilungsfunktionen bestimmt und die Polfiguren sowie inverse

Polfiguren berechnet. Außerdem wurden sog. ϕ- Schnitte erstellt. Dazu wurden aus

dem Programm Textur-ODF oder von experimentellen Daten die relativen

Intensitäten des betreffenden Reflexes für einen konstanten Winkel ϕin Abhängigkeit

vom Inklinationswinkel ψdargestellt. Dadurch werden Nebenpole hervorgehoben, die

beispielsweise durch Zwillingsbildung oder Scherbänder entstehen können.

5.11 Röntgenographische Phasenanalyse

Für die röntgenographische Phasenanalyse an stranggepressten Proben aus

CuZn37 und CuZn40Pb2 wurde ein Ψ-Diffraktometer der Fa. Huber verwendet, das

mit einem ortsempfindlichem Detektor (OED) und einer CoKα–Röntgenröhre

ausgestattet ist. Ein Rundkollimator mit 1.5 mm Durchmesser begrenzte den

Primärstrahl.

Mit dem OED wurde die einfallende Intensität für ψgleich 0 im Bereich 2θvon 40° bis

130° mit einer Schrittweite von 0.1° und 20 s Messzeit pro Schritt erfasst. Die

Auswertung der Linienprofile erfolgte mit dem Programm Peakfit, das verschiedene

Fitfunktionen für das Anfitten experimentell ermittelter Linienprofile zur Verfügung

stellt. Für die Phasenanalyse wurden die gemessenen Linienprofile der α- und der β-

Phase durch eine Voigt-Funktion beschrieben und die Integralintensität der

Beugungsreflexe bestimmt. Unter Berücksichtigung der Texturindizes in der

Messrichtung lieferte Gl. 4.3 die Phasenanteile.

5.12 Eigenspannungs- und Linienprofilanalysen mittels

monochromatischer Röntgen-Synchrotronstrahlung

Die Eigenspannungsanalysen an stranggepressten sowie im Anschluss an das

Strangpressen kaltgestauchten Proben wurden am Hasylab, G3, /Wroblewski1999/

durchgeführt, wo monochromatische Strahlung mit hoher Parallelität zur Verfügung

stand. Mit dem 4-Kreis-Diffraktometer kann der Inklinationswinkel ψzwischen 0° and

90° variiert werden. Ein Monochromator lieferte Strahlung mit einer Wellenlänge

entsprechend CuKα–Strahlung bzw. im Falle von CuZn40Pb2 CoKα–Strahlung. Mit

einem Schlitzkollimator wurde der Primärstrahl auf eine Größe von 2 mm x 2 mm

begrenzt. Im Sekundärstrahl befand sich ein Soller, der eine Akzeptanz gleich 0.15°

lieferte. Mit einem Szintillationszähler wurden die Linienprofile des α(001), α(011)-,

α(111)-, α(222)- und α(113)-Reflexes sowie im Falle von CuZn37 und CuZn40Pb2

des β(011)- und β(112)-Reflexes der verschiedenen Messinglegierungen nach dem

Strangpressen und nach anschließender Kaltstauchung in Schritten von 2θ= 0.006°

unter verschiedenen Inklinationswinkeln ψ= 0° - 60° (10° Schrittweite) abgetastet.

Die Bestimmung der Eigenspannungen erfolgte nach dem sin2ψ-Verfahren.

Anhand der Linienprofile für unterschiedliche Inklinationswinkel ψwurde auch die

Linienprofilanalyse mittels des Rietveldverfahrens durchgeführt. Für das

Rietveldverfahren stand das Programm Maud /Lutterotti1999/ zur Verfügung, das hkl-

abhängige Mikrodehnungen, Domänengrößen, Stapelfehler- und

Zwillingswahrscheinlichkeiten lieferte. Im Falle der Strangpressprofile wurden die

Ergebnisse für unterschiedliche hkl gemittelt, da sie sich nicht signifikant

unterschieden. Für die Richtungsabhängigkeit der Defektgrößen in den

kaltgestauchten Proben wurden die Linienprofile unterschiedlicher hkl separat

betrachtet.

6 Versuchsergebnisse

6.1 Gefüge der Stranggussbolzen

α- und Near-α-Legierungen

Bild 6.1a und Bild 6.1b zeigen das Stranggussgefüge der Bolzen aus CuZn10 bzw.

CuZn37, die zum Strangpressen eingesetzt wurden. Beide Proben zeichnen sich

durch ein sehr grobes Korn aus, das eine Größe von bis zu ca. 20 mm besitzt.

Bild 6.1: Lichtmikroskopische Makroaufnahmen vom Querschliff der

Stranggussbolzen, a) CuZn10 und b) CuZn37

Beim stranggegossenen CuZn10 unterscheidet sich die Korngröße am Rand und in

der Mitte des Querschliffs nicht wesentlich voneinander. Im Vergleich zur Mitte sind

die Körner am Rand stärker gestreckt, wobei die Streckung ca. 2:1 bis 3:1 beträgt.

Am Rand des Querschliffs aus stranggegossenem CuZn37 hat sich ein dendritisches

Gefüge ausgebildet, das zur Mitte hin in ein globulitisches Gefüge übergeht.

Bild 6.2: Gefüge von CuZn20 nach dem Stranggießen, links: 100-fache

Vergrößerung, rechts: 500-fache Vergrößerung

100 µm 20 µm

CuO

In Bild 6.2 ist das Stranggussgefüge von CuZn20 in zwei verschiedenen

Vergrößerungen dargestellt. Das Gefüge besteht aus großen dendritisch

gewachsenen Körnern. In der 500-fachen Vergrößerung ist neben den Dendriten

noch elementar ausgeschiedenes Kupferoxid, im Gefügebild als kleine rote Punkte

sichtbar, zu erkennen. Die schwarzen Punkte im Gefügebild sind Begleitelemente

aus der Herstellung der Stranggussbolzen, wobei der Gefügeanteil ca. 0.3 Vol.-%

beträgt. Vermutlich handelt es sich dabei um Blei. Sowohl im stranggegossenen

CuZn20 als auch CuZn37 treten Makroseigerungen auf, die anhand der

unterschiedlichen Färbung der Dendriten sowie des interdendritischen Bereichs zu

erkennen sind.

Die Härte der Stranggussbolzen aus CuZn20 beträgt zwischen HV2 gleich 50 MPa

und 54 MPa. An CuZn10 und CuZn37 wurden mit dem REM EDX-Analysen

durchgeführt, die für CuZn10 einen Cu-Gehalt von 88.8±1.5 Atom-% und für CuZn37

einen Cu-Gehalt von 65.2±1.3 Atom-% ergaben.

α/β-Messing CuZn40Pb2

Gefüge und Mikrostruktur

Die lichtmikroskopischen Abbildungen 6.3 und 6.4 zeigen das Gefüge im

Lieferzustand, bestehend aus β-Phase und sekundär ausgeschiedener α-Phase.

Neben diesen beiden Phasen liegt das elementar ausgeschiedene Blei, im

Gefügebild als schwarze Punkte sichtbar, feinverteilt vor. Das Blei befindet sich

bevorzugt an den Korngrenzen.

a b

Bild 6.3: Gefüge der Kernzone im Quer- (a) und im Längsschliff (b)

a b

Bild 6.4: Gefüge der Randzone im Quer- (a) und im Längsschliff (b)

Die α-Phase weist Zwillinge in ihren Körnern auf, die durch die Farbätzung sichtbar

werden. In der Randzone liegen sowohl im Längs- als auch im Querschliff mehr

Zwillinge als in der Kernzone vor. Die α-Phase besitzt in der Kernzone im

Längsschliff eine längliche Kornform. In der Randzone liegt die α-Phase in

globulitischer Form vor. Das Gefüge in der Randzone zeichnet sich gegenüber der

Kernzone durch eine geringere Größe der Körner der α-Phase aus. Die Größe der

Körner der α-Phase beträgt dort im Mittel 25µm gegenüber 30µm in der Kernzone.

Der Anteil der β-Phase unterscheidet sich zwischen Rand- und Kernzone nicht

wesentlich, er beträgt zwischen 30 und 35%.

Bild 6.5 ist eine TEM-Aufnahme des

Ausgangszustandes im Längsschliff. Es stellt die

Randbereiche zweier Körner der α-Phase dar. Eine

auf der Korngrenze liegende Ausscheidung wurde

beim Tenupolieren herausgelöst, so dass nur noch

die Kontur der Ausscheidung auf der Korngrenze

sichtbar ist. Der Durchmesser der Ausscheidung

beträgt ca. 1 µm. Weiterhin sind einzelne

Versetzungssegmente zu erkennen, die an der

Korngrenze enden. Im Korn der α-Phase liegt eine

länglich geformte Bleiausscheidung vor.

Bild 6.5: TEM-Aufnahme aus der α-Phase, stranggegossen, Hellfeld

Textur

In der α-Phase treten mehrere, relative schwache Texturpole auf. Darunter befindet

sich ein <110>-Texturpol parallel zur Bolzenachse, dessen Stärke 1.6 beträgt.

Bild 6.6: Polfiguren der α-Phase (Normalenrichtung in Bolzenlängsrichtung),

CuZn40Pb2, stranggegossen

Bild 6.7: Polfiguren der β-Phase im Lieferzustand, CuZn40Pb2, stranggegossen

Die Kristallite der β-Phase weisen tendenziell eine <100>-Textur quer zur

Bolzenrichtung und eine <110>-Textur in Bolzenrichtung auf, wobei Texturindizes

von 2.8 für die <100>-Textur und von 2.7 für die <110>-Textur bestimmt wurden.

Überlagert wird die wahre Textur der stranggegossenen Bolzen in den Polfiguren

durch den Einfluss des Grobkorns, der sich in zusätzlichen Polen auf der gesamten

Lagenkugel äußert.

Mechanische Eigenschaften

Die Härte von CuZn40Pb2 liegt im Kern und im Rand des Bolzens sowohl längs als

auch quer zur Bolzenachse bei HV2 = 95 MPa. Im Übergang zum Rand steigt die

Härte im Querschliff auf über 100 MPa an. Die mittlere Härte im Längsschliff

unterscheidet sich zwischen Rand und Kern nicht wesentlich von der im Querschliff

gemessenen Härte. Im Zugversuch wurde an CuZn40Pb2 eine 0.2%-Dehngrenze

Rp0.2 = 160 MPa sowie eine Zugfestigkeit Rmvon ca. 375 MPa bestimmt.

Grobkorneffekt

6.2 Strangpressen der Messinglegierungen

6.2.1 Strangpressparameter

Indirektes Strangpressen

In Bild 6.8 sind exemplarisch die Strangpresskräfte während des Strangpressens von

CuZn10 dargestellt, das bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur mit einer

Produktgeschwindigkeit von 0.5 m/s sowie einem Umformgrad von 3.0 indirekt

stranggepresst wurde. In dem Verlauf tritt ein Kraftmaximum zu Beginn des

Strangpressens auf, das im folgenden stets als Kraftüberhöhung bezeichnet wird.

Danach sind die Strangpresskräfte nahezu konstant, bis sie gegen Ende des

Durchtritts durch die Matrize kontinuierlich ansteigen. Der Bereich konstanter Kraft

wird als stationärer Bereich bezeichnet. Die Matrizenkraft beträgt im stationären

Bereich der Pressung von CuZn10 5.8 MN.

0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0 100 200 300 400

Hauptzylinderkraft

Matrizenkraft

Geschwindigkeit [m/s]

Kraft [MN]

Stempelweg [mm]

Produktgeschwindigkeit

Bild 6.8: Strangpressdiagramm für CuZn10, TBolz = 700°C, vStrang =0.5 m/s,ϕ=3.0,

indirekt stranggepresst

Bei CuZn37 folgt im weiteren Verlauf des Strangpressens im Anschluss an die

Kraftüberhöhung ein zweites, weniger scharfes lokales Maximum. Bild 6.9 zeigt

exemplarisch das Strangpressdiagramm für einen Strang aus CuZn37, der bei 700°C

Bolzeneinsatztemperatur mit einer Produktgeschwindigkeit von 0.5 m/s sowie einem

Umformgrad von 3.0 indirekt stranggepresst wurde. CuZn37 besitzt einen geringen

Anteil an β-Phase und wird deshalb als Near-α-Legierung bezeichnet. Die

spezifische Matrizenkraft im stationären Bereich ist mit 3.2 MN beim Strangpressen

von CuZn37 wesentlich geringer als beim Strangpressen von CuZn10 und CuZn20.

0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0 100 200 300

Hauptzylinderkraft

Matrizenkraft

Geschwindigkeit [m/s]

Kraft [MN]

Stempelweg [mm]

Produktgeschwindigkeit

Bild 6.9: Strangpressdiagramm für CuZn37, TBolz = 700°C, vStrang =0.5m/s,ρ= 3.0,

indirekt stranggepresst

Signifikante Reibungskräfte zwischen Bolzen und Aufnehmer treten beim indirekten

Strangpressen der Messinglegierungen nicht auf.

Kraftüberhöhung

Bei den einphasigen Messinglegierungen gibt es zu Beginn des

Strangpressvorganges stets eine Kraftüberhöhung. Die Kraftüberhöhung ist je nach

Strangpressparametern unterschiedlich stark und liegt über unterschiedlich lange

Stempelwege vor. Bild 6.10 zeigt exemplarisch ein Strangpressdiagramm mit einer

Kraftüberhöhung, die sich über einen großen Abschnitt des Stempelweges erstreckt.

0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

0 50 100 150 200

Hauptzylinderkraft

Matrizenkraft

Geschwindigkeit [m/s]

Kraft [MN]

Stempelweg [mm]

Produktgeschwindigkeit

Bild 6.10: CuZn10, TBolz = 700°C, vStrang =0.7 m/s,ϕ= 3.55

Eine sehr geringe Kraftüberhöhung ist in Bild 6.11 zu erkennen. Der Strang aus

CuZn10 wurde bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur mit einer Produktgeschwindigkeit

von 1 m/s sowie einem Umformgrad von 3.9 hergestellt.

0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

0.8

0.9

1.0

0 20 40 60 80 100 120

Hauptzylinderkraft

Matrizenkraft

Geschwindigkeit [m/s]

Kraft [MN]

Stempelweg [mm]

Produktgeschwindigkeit

Bild 6.11: CuZn10, TBolz = 700°C, vStrang =1 m/s,ϕ= 3.9

Die Near-α-Legierung CuZn37, die bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur mit einer

Produktgeschwindigkeit von 0.4 m/s sowie einem Umformgrad von 3 stranggepresst

wurde, zeigte keine starke Kraftüberhöhung (Bild 6.12).

0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0 100 200 300 400

Hauptzylinderkraft

Matrizenkraft

Kraft [MN]

Stempelweg [mm]

Geschwindigkeit [m/s]

Produktgeschwindigkeit

Bild 6.12: CuZn37, TBolz = 700°C, vStrang =0.4 m/s,ϕ=3

Bei den anderen Pressvorgängen von CuZn37 tritt die doppelte Kraftüberhöhung auf,

die in Bild 6.8 exemplarisch dargestellt ist.

10 15 20 25 30 35 40

Δkw[MPa]

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.13: Einfluss des Zinkgehaltes von Messing auf die maximale Kraftüberhöhung

beim Strangpressen

Die Kraftüberhöhung wurde gemäß Gl. 5.4 auf den Umformgrad bezogen und als

relative Kraftüberhöhung Δkwbezeichnet. Mit zunehmendem Zinkgehalt wird die

relative Kraftüberhöhung Δkwbeim Warmstrangpressen kleiner. Der Wert für Δkwbei

CuZn10 beträgt ca. 25 MPa, für CuZn37 ist Δkw= 10 MPa. Von CuZn20 zu CuZn37

nimmt die relative Kraftüberhöhung Δkwweniger stark ab als von CuZn10 zu CuZn20.

Einfluss des Zinkgehaltes auf den spezifischen Pressdruck

Bild 6.14 zeigt die bei den Warmstrangpressversuchen jeweils auftretenden

maximalen und minimalen spezifischen Pressdrücke im stationären Bereich des

Strangpressens für die unterschiedlichen Legierungen. Durch die beiden Kräfte wird

das Intervall begrenzt, in dem im Rahmen der vorliegenden Strangpressparameter

für die entsprechende Legierung der spezifische Pressdruck variiert werden kann.

Mit zunehmendem Zinkgehalt der Messinglegierung wird der spezifische Pressdruck

pstat im stationären Bereich kleiner. Der kleinste jeweils für die Legierung unter den

Versuchsbedingungen erreichte stationäre spezifische Pressdruck beim

Strangpressen nimmt mit steigendem Zinkgehalt des Messings kontinuierlich ab, der

größte stationäre spezifische Pressdruck beim Strangpressen wird oberhalb von

20 Gew.-% Zink kleiner.

10 15 20 25 30 35 40 45

100

200

300

400

500

600

700

800

900

Minimaler

Maximaler

spezifischer Pressdruck

Spezifischer Pressdruck pstat [MPa]

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.14: Einfluss des Zinkgehaltes von Messing auf den spezifischen Pressdruck

Bei nahezu gleicher Versuchsmatrix (Tabelle 5.1) variieren die spezifischen

Pressdrücke pstat für CuZn20 und CuZn37 stärker als für CuZn10 und CuZn40Pb2.

So betragen die spezifischen Pressdrücke pstat beim Strangpressen von CuZn10

zwischen ca. 700 MPa und 850 MPa, während beim Strangpressen von CuZn20

spezifische Pressdrücke pstat von ca. 550 MPa bis 850 MPa ermittelt wurden.

Einfluss der Temperatur auf den spezifischen Pressdruck

Für alle untersuchten Messinglegierungen nehmen die spezifischen Pressdrücke

beim Strangpressen mit steigender Bolzeneinsatztemperatur ab.

640 660 680 700 720 740 760

580

600

620

640

660

680

700

720

740

760

780

800

Maximum (pmax)

Im stationären Bereich (pstat)

Spezifischer Pressdruck p [MPa]

Bolzeneinsatztemperatur [°C]

Bild 6.15: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den spezifischen Pressdruck,

CuZn10, vStrang =0.5 m/s,ϕ=3

In Bild 6.15 ist der Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den spezifischen

Pressdruck beim Strangpressen von CuZn10 dargestellt. Der Abfall der spezifischen

Pressdrücke von 650°C Bolzeneinsatztemperatur zu 700°C Bolzeneinsatztemperatur

ist größer als der von 700°C zu 750°C. Die Überhöhung des spezifischen

Pressdruckes, d.h. die Differenz zwischen dem maximalen spezifischen Pressdruck

zu Beginn des Strangpressprozesses und dem stationären spezifischen Pressdruck,

ist bei 750°C geringfügig größer als bei 650°C Bolzeneinsatztemperatur. Bei 650°C

Bolzeneinsatztemperatur beträgt die Überhöhung des spezifischen Pressdrucks ca.

60 MPa, bei 750°C ca. 80 MPa.

640 660 680 700 720 740 760

220

240

260

280

300

320

340

360

380

400

420

440

Maximum (pmax)

Im stationären Bereich (pstat)

Spezifischer Pressdruck p [MPa]

Bolzeneinsatztemperatur [°C]

Bild 6.16: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den spezifischen Pressdruck,

CuZn37, vStrang =0.5 m/s,ϕ=3

Bei CuZn37 sind die spezifischen Pressdrücke (Bild 6.16) bei ansonsten

vergleichbaren Strangpressparametern signifikant kleiner als bei CuZn10. Zwischen

650°C und 700°C ist der Unterschied der stationären spezifischen Pressdrücke im

Vergleich geringfügig. Der spezifische Pressdruck beträgt pstat = 400 MPa und

pstat = 350 MPa, das Maximum der Überhöhung pmax-pstat liegt bei 700°C und ist

gleich 30 MPa. Von 700°C nach 750°C Bolzeneinsatztemperatur fällt der stationäre

spezifische Pressdruck von ca. 350 MPa auf ca. 230 MPa ab.

Bild 6.17 zeigt den Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den spezifischen

Pressdruck für CuZn40Pb2.

600 620 640 660 680 700 720 740 760

140

160

180

200

220

240

260

280

300

320

340 Maximum (pmax)

Im stationären Bereich (pstat)

Spezifischer Pressdruck p [MPa]

Bolzeneinsatztemperatur [°C]

Bild 6.17: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den spezifischen Pressdruck,

CuZn40Pb2, vStrang =0.5 m/s,ϕ=2.9

Die spezifischen Pressdrücke nehmen nahezu linear mit steigender

Bolzeneinsatztemperatur ab. Bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur ist die Differenz

zwischen dem maximalen spezifischen Pressdruck zu Beginn des

Strangpressprozesses und dem stationären spezifischen Pressdruck maximal. Die

Überhöhung beträgt 40 MPa im Vergleich zu 20 MPa bei 600°C und 15 MPa bei

750°C Bolzeneinsatztemperatur.

Einfluss des Umformgrades auf den spezifischen Pressdruck

Mit zunehmendem Umformgrad nimmt der spezifische Pressdruck zu. Bei CuZn10

(Bild 6.18), CuZn20 und CuZn40Pb2 besteht ein linearer Zusammenhang zwischen

dem spezifischen Pressdruck und dem Umformgrad.

3.0 3.2 3.4 3.6 3.8 4.0

600

650

700

750

800

850

900 Maximum (pmax)

Im stationären bereich (pstat)

Spezifischer Pressdruck p [MPa]

Umformgrad ϕ

Bild 6.18: Einfluss des Umformgrades auf den spezifischen Pressdruck, CuZn10,

vStrang =0.5m/s, T

Bolz =700°C

Bild 6.19 zeigt den Einfluss des Umformgrades auf den spezifischen Pressdruck

beim Strangpressen von CuZn37. Für den Umformgrad ϕ= 3.0 und ϕ=3.55

unterscheidet sich der spezifische Pressdruck nicht signifikant. Die Erhöhung des

Umformgrades von 3.55 auf 3.9 bewirkt eine signifikante Zunahme des spezifischen

Pressdrucks von ca. 370 MPa auf 550 MPa.

3.0 3.2 3.4 3.6 3.8 4.0

300

350

400

450

500

550

600 Maximum (pmax)

Im stationären bereich (pstat)

Spezifischer Pressdruck p [MPa]

Umformgrad ϕ

Bild 6.19: Einfluss des Umformgrades auf den spezifischen Pressdruck, CuZn37,

vStrang =0.5m/s, T

Bolz =700°C

Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf den Umformwiderstand

Bei CuZn10, CuZn20 und CuZn40Pb2 hat die Produktgeschwindigkeit keinen

systematischen Einfluss auf den Umformwiderstand (Gl. 5.3). In Bild 6.20 ist

exemplarisch für CuZn10 der Umformwiderstand in Abhängigkeit von der

Produktgeschwindigkeit dargestellt, wobei die Bolzeneinsatztemperatur 700°C

betrug.

0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1

190

200

210

220

230

Umformwiderstand kw[MPa]

Produktgeschwindigkeit vStrang [m/s]

Bild 6.20: Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf den Umformwiderstand beim

Strangpressen, CuZn10, TBolz =700°C

CuZn37 besitzt aufgrund des Übergangs vom α-Phasenraum zum α+β-

Zweiphasenraum bei Temperaturen von 700°C und höher einen geringeren

Umformwiderstand als CuZn10 und CuZn20. Weiterhin zeigt CuZn37 tendenziell eine

Zunahme des Umformwiderstandes mit größer werdender Produktgeschwindigkeit

und konstanter Bolzeneinsatztemperatur von 700°C (Bild 6.21). 95 MPa beträgt der

Umformwiderstand bei einer Produktgeschwindigkeit von 0.4 m/s, ca. 136 MPa bei

einer Produktgeschwindigkeit von 1 m/s.

0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1

100

110

120

130

140

150

160

Umformwiderstand kw

Produktgeschwindigkeit vStrang [m/s]

Bild 6.21: Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf den Umformwiderstand beim

Strangpressen, CuZn37, TBolz =700°C

Direktes Strangpressen von CuZn40Pb2

In Bild 6.22 ist exemplarisch die Entwicklung der Kräfte während des direkten

Strangpressens von CuZn40Pb2 dargestellt. Die Matrizenkraft erreicht einen

stationären Wert, der bei 2 MN liegt, und steigt mit zunehmendem Stempelweg

kontinuierlich an, sobald der Stempelweg größer als 60 mm wird. Bei der Reibkraft

liegt das Maximum zu Beginn des Strangpressvorganges. Im weiteren Verlauf des

Strangpressens nimmt die Reibkraft kontinuierlich ab. Die Summe der beiden

Komponenten, im weiteren Text als Gesamtkraft bezeichnet, wird nach einem

Maximum zu Beginn des Strangpressvorganges mit zunehmendem Pressweg

kontinuierlich kleiner.

0 20406080100120140

0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

100

150

200

250

300

350

400

450

500

Matrizenkaft

Reibkraft

Gesamtkraft

Kraft [MN]

Pressweg [mm]

Spez. Pressdruck

Spezifischer Pressdruck p [MPa]

Bild 6.22: Kraft-Weg-Diagramm beim direkten Strangpressen, CuZn40Pb2,

TBolz = 610°C, vStrang = 0.285 m/s, ϕ=2.9

Mit zunehmender Bolzeneinsatztemperatur wird die Matrizenkraft beim direkten

Strangpressen von CuZn40Pb2 kontinuierlich kleiner (Bild 6.23). Bei 610°C

Bolzeneinsatztemperatur ist die quasistationäre Matrizenkraft gleich 2.3 MN, bei

750°C Bolzeneinsatztemperatur beträgt die spezifische Matrizenkraft ca. 1.2 MN.

600 620 640 660 680 700 720 740 760

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8

2.0

2.2

2.4

2.6

quasistationäre Kraft

Kraftmaximum

Kraft [MN]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Bild 6.23: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Matrizenkraft, CuZn40Pb2,

vStrang = 0.285 m/s, ϕ=2.9

0.10.20.30.40.50.60.7

2.2

2.3

2.4

2.5

2.6

2.7

2.8

2.9

3.0 quasistationäre Kraft

Kraftmaximum

Kraft [MPa]

Produktgeschwindigkeit vStrang [m/s]

Bild 6.24: Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf die Matrizenkraft, CuZn40Pb2,

TBolz =700°C,ϕ=2.9

Die Zunahme der Produktgeschwindigkeit von 0.285 m/s auf 0.665 m/s ist mit einer

Veränderung der quasistationären Matrizenkraft von 2.35 MN auf ca. 2.8 MN

verbunden. Die Werte der quasistationären spezifischen Matrizenkraft bei einer

Produktgeschwindigkeit von 0.133 m/s und von 0.285 m/s unterscheiden sich nicht

signifikant.

In Bild 6.25 und Bild 6.26 ist der Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur und der

Produktgeschwindigkeit auf die Reibkraft beim direkten Strangpressen der Bolzen

aus CuZn40Pb2 dargestellt.

600 620 640 660 680 700 720 740 760

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

0.8

0.9

1.0

1.1

1.2 maximale Reibkraft

minimale Reibkraft

Kraft [MN]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Bild 6.25: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Reibkraft, CuZn40Pb2,

vStrang = 0.285 m/s, ϕ=2.9

0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

0.8

0.9

1.0

1.1

1.2

1.3

1.4

1.5

1.6

maximale Reibkraft

minimale Reibkraft

Kraft [MN]

Produktgeschwindigkeit vStrang [m/s]

Bild 6.26: Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf die Reibkraft, CuZn40Pb2,

TBolz =700°C,ϕ=2.9

Mit zunehmender Bolzeneinsatztemperatur beim Strangpressen werden die

Reibkräfte an dem Aufnehmer kontinuierlich kleiner (Bild 6.25). Bei 610°C

Bolzeneinsatztemperatur beträgt die Reibkraft zu Beginn des Strangpressens ca.

1.1 MN, bei 750°C ist die Reibkraft zu Beginn des Strangpressens gleich 0.65 MN.

Die Erhöhung der Produktgeschwindigkeit durch eine Vergrößerung der

Stempelgeschwindigkeit bewirkt tendenziell eine Zunahme der Reibkräfte beim

Strangpressen. Wenn die Produktgeschwindigkeit von 0.285 m/s auf 0.665 m/s

gesteigert wird, verändert sich die Reibkraft zu Beginn des Strangpressens von

1.1 MN auf 1.45 MN.

6.2.2 Gefüge und Mikrostruktur der Strangpressprodukte

Mikroskopie und röntgenographische Linienprofilanalysen

Nach dem Strangpressen besitzen die α- und Near-α-Legierungen keine

Makroseigerungen. Die Streuung des Cu-Gehalts, der im Rahmen der EDX-Analyse

bestimmt wurde, beträgt beim stranggepressten CuZn10 ungefähr 1.0 Atom-% im

Vergleich zu 1.5 Atom-% nach dem Stranggießen. Für CuZn37 wurde im Strangguss

eine Streuung des Cu-Gehalts von ca. 1.3 Atom-% bestimmt. Nach dem

Strangpressen beträgt die Streuung in den mit einem Umformgrad gleich 3.55 bzw.

3.9 stranggepressten Profilen 0.7 bzw. 0.6. Das Gefüge der α-Phase besteht aus

Körnern mit geringer Streckung, in denen zahlreiche Glühzwillinge sowie

Verformungszwillinge zu erkennen sind. Bild 6.27 zeigt exemplarisch für die α-

Legierungen das Gefüge eines Strangpressprofils aus CuZn20 im Längs- und im

Querschliff, aufgenommen mit einem Lichtmikroskop im Hellfeld. Im Querschliff sind

sog. Verformungsstreifen zu erkennen.

a b

Bild 6.27: lichtmikroskopische Gefügeaufnahmen von CuZn20, indirekt strang-

gepresst (TBolz =700°C,ϕ=3, v

Strang = 0.5 m/s), a Längsschliff, b Querschliff

CuZn37 enthält einen geringen Anteil der β-Phase (Bild 6.28). Im lichtmikroskopisch

abgebildeten Längsschliff ist die β-Phase in Strangpressrichtung streifenförmig

angeordnet, wobei sich breite Gefügestreifen aus α-Körnern mit der β-Phase

abwechseln. Die Körner der β-Phase wurden nicht angeätzt.

100 µm 100 µm

a b

Bild 6.28: lichtmikroskopische Gefügeaufnahmen von CuZn37, indirekt strang-

gepresst (TBolz = 650°C, ϕ=3, v

Strang = 0.5 m/s), a Längsschliff, b Querschliff

Das lichtmikroskopisch abgebildete Gefüge der Strangpressprofile aus CuZn10,

CuZn20 und CuZn37 unterscheidet sich an der Außenseite und im Inneren der

Strangpressprofile nicht signifikant.

a b

Bild 6.29: lichtmikroskopische Gefügeaufnahmen von CuZn40Pb2, indirekt strang-

gepresst (TBolz =700°C,ϕ=2.9, v

Strang = 0.285 m/s), a Längsschliff, b Querschliff

Die Gefüge der Strangpressprofile aus CuZn40Pb2 zeichnen sich durch eine

zeilenförmige Anordnung der α-Phase und der β-Phase im Längsschliff aus

(Bild 6.29). Die Körner der β-Phase sind in Strangpressrichtung gestreckt. Die Form

der Körner der α-Phase ist, abhängig von den Strangpressparametern, leicht in

Strangpressrichtung gestreckt bis globulitisch. Die Körner der α-Phase weisen

Zwillinge auf. In der Randzone ist die Zwillingsdichte im allgemeinen größer als im

Kern.

Die Bleiausscheidungen liegen hauptsächlich auf den Phasengrenzen zwischen den

Körnern der α- und der β-Phase oder auf Korngrenzen, darüber hinaus aber auch

100 µm 100 µm

40 µm 40 µm

innerhalb der Körner der α- und der β-Phase. Die Größe und die Verteilung der

Bleiausscheidungen schwankt zwischen den Strangpressprodukten und innerhalb

der Strangquerschnitte.

Bei CuZn40Pb2 treten Gefügeunterschiede zwischen der Außenseite, im folgenden

als Rand bezeichnet, und dem Inneren der Strangpressprofile, im weiteren Text Kern

genannt, auf. Diese Unterschiede werden im Zusammenhang mit dem Einfluss der

Strangpressparameter auf das Gefüge dargestellt.

Phasenanteile bei CuZn37 und CuZn40Pb2

Der mittels Röntgenbeugung ermittelte Anteil der β-Phase am Gefüge von

stranggepresstem CuZn37 variiert zwischen ca. 5 Vol.-% und 15 Vol.-%. Zwischen

dem Phasenanteil der β-Phase bzw. α-Phase nach dem Strangpressen und der

Bolzeneinsatztemperatur beim Strangpressen besteht kein systematischer

Zusammenhang (Bild 6.30).

Bild 6.30: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den Anteil der α-Phase von

CuZn37, indirekt stranggepresst (ϕ= 3, vStrang =0.5 m/s)

Je größer der Umformwiderstand beim Strangpressen von CuZn37 ist, desto mehr α-

Phase liegt in dem Strangpressgefüge vor (Bild 6.31). Bei einem Umformwiderstand

von ca. 90 MPa während des Strangpressens besitzt das Strangpressprofil aus

CuZn37 in der Mitte des Strangpressprofils ca. 85 Vol.-% α-Phase, bei einem

Umformwiderstand von 140 MPa beträgt der Anteil der α-Phase in der Mitte des

Strangpressprofils nahezu 100 Vol.-%.

650 660 670 680 690 700

100

Synchrotron

Röntgen

Anteil der α-Phase Vα[Vol.-%]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

90 100 110 120 130 140 150

100

105

Synchrotron

Röntgen

Anteil der α-Phase Vα[Vol.-%]

Umformwiderstand kw[MPa]

Bild 6.31: Einfluss des Umformwiderstandes auf den Anteil der α-Phase von CuZn37,

indirekt stranggepresst (TBolz =700°C,ϕ=3, v

Strang = 0.5 m/s), Röntgenbeugung

Bild 6.32 zeigt den Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den β-Phasenanteil von

CuZn40Pb2 nach dem indirekten Strangpressen. Am Rand ist der β-Phasenanteil für

alle Bolzeneinsatztemperaturen um ca. 10 Vol.-% größer als im Kern. Der β-

Phasenanteil in den mit 600°C und mit 700°C Bolzeneinsatztemperatur gepressten

Strängen unterscheidet sich nicht signifikant und beträgt im Kern ca. 20 Vol.-%. Für

das bei 750°C Bolzeneinsatztemperatur hergestellte Profil ist der β-Phasenanteil im

Kern gleich ca. 15 Vol.-% und folglich etwas kleiner als bei 600°C und 700°C

Bolzeneinsatztemperatur.

600 650 700 750

Kern

Rand

β-Phasenanteil Vβ[Vol.-%]

Bolzeneinsatztemperatur [°C]

Bild 6.32: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den Anteil der β-Phase von

CuZn40Pb2, indirekt stranggepresst (ϕ=2.9, v

Strang = 0.285 m/s), Röntgenbeugung

Mit zunehmendem Umformgrad beim indirekten Strangpressen nimmt der β-

Phasenanteil von CuZn40Pb2 tendenziell zu (Bild 6.33). Im Kern liegt bei einem

Umformgrad von 2.1 ein β-Phasenanteil von 13 Vol.-% vor, bei einem Umformgrad

von 2.1 ein β-Phasenanteil von 20 Vol.-%.

2.22.42.62.83.03.23.43.63.84.0

Kern

Rand

β-Phasenanteil Vβ[Vol.-%]

log. Umformgrad

Bild 6.33: Einfluss des Umformgrades auf den Anteil der β-Phase von CuZn40Pb2,

indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang = 0.285 m/s), Röntgenbeugung

Zwischen der Produktgeschwindigkeit beim indirekten Strangpressen und den

Phasenanteilen der α-bzw.β-Phase wurde für CuZn37 und CuZn40Pb2 kein

systematischer Zusammenhang gefunden. Dies gilt auch für direkt stranggepresstes

CuZn40Pb2.

Einfluss der Strangpressparameter auf die Korngröße

Von CuZn10 zu CuZn20 erhöht sich die mittlere Korngröße der α-Phase, außerdem

unterscheidet sich die Korngröße in Abhängigkeit von den Strangpressparametern

bei CuZn20 stärker als bei CuZn10 (Bild 6.34). Bei CuZn20 variiert die mittlere

Korngröße der α-Phase für die verschiedenen Strangpressprodukte zwischen ca.

45 µm und ca. 84 µm, bei CuZn10 zwischen ca. 25 µm und 38 µm.

Von CuZn20 über CuZn37 nach CuZn40Pb2 nimmt die mittlere Korngröße der α-

Phase ab. Für CuZn37 wurde je nach Kombination der Strangpressparameter eine

mittlere Korngröße der α-Phase zwischen 25 µm und 33 µm, für CuZn40Pb2

zwischen 9 µm und 23 µm ermittelt. Die Streuung der Korngröße der α-Phase von

CuZn37 und CuZn40Pb2 in Abhängigkeit von den Strangpressparametern ist somit

im Vergleich zu CuZn20 wesentlich kleiner.

10 15 20 25 30 35 40

90 maximale

minimale

mittlere Korngröße

Lineare Korngröße d [µm]

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.34: Einfluss des Zinkgehalts auf die mittlere Korngröße der α-Phase, indirekt

stranggepresst (CuZn10, CuZn20, CuZn37, CuZn40Pb2) und direkt stranggepresst

(CuZn40Pb2)

Bei CuZn10, CuZn20 und CuZn40Pb2 nimmt die mittlere Korngröße der α-Phase der

Strangpressprodukte mit steigender Bolzeneinsatztemperatur beim Strangpressen

linear zu. Für CuZn10 wurde bei 650°C Bolzeneinsatztemperatur eine mittlere

Korngröße von 23 µm, bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur eine mittlere Korngröße

von 30 µm und bei 750°C Bolzeneinsatztemperatur eine mittlere Korngröße von

38 µm bestimmt (Bild 6.35).

660 680 700 720 740

Lineare Korngröße d [µm]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Bild 6.35: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die mittlere Korngröße der α-

Phase, CuZn10, indirekt stranggepresst (vStrang =0.5 m/s,ϕ=3)

Die mittlere Korngröße der α-Phase in den Strangpressprodukten aus CuZn20 nimmt

von 62 µm bei 650°C Bolzeneinsatztemperatur über 67 µm bei 700°C

Bolzeneinsatztemperatur auf 76 µm bei 750°C Bolzeneinsatztemperatur zu, wenn

der Umformgrad konstant bei 3 und die Produktgeschwindigkeit bei 0.5 m/s gehalten

werden.

600 650 700 750

Kern

Rand

Lineare Korngröße d [µm]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Bild 6.36: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die mittlere Korngröße der α-

Phase, CuZn40Pb2, indirekt stranggepresst (vStrang = 0.285 m/s, ϕ=2.9)

600 650 700 750

Kern

Rand

Lineare Korngröße d [µm]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Bild 6.37: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die mittlere Korngröße der α-

Phase, CuZn40Pb2, direkt stranggepresst (vStrang = 0.285 m/s, ϕ=2.9)

Für CuZn40Pb2 wurde nach dem indirekten Strangpressen mit einer

Bolzeneinsatztemperatur TBolz = 600°C bzw. nach dem direkten Strangpressen mit

TBolz = 610°C eine mittlere Korngröße der α-Phase von d = 12 µm (Bild 6.36) bzw.

d = 9 µm (Bild 6.37) bestimmt. Unterschiedliche Korngrößen der α-Phase im Kern

und Rand wurden nicht gefunden.

Die Korngrößen für TBolz = 700°C und TBolz = 750°C unterscheiden sich im Rahmen

der Streuung innerhalb des Querschnitts der Strangpressprofile nicht wesentlich und

liegen geringfügig über den Korngrößen der α-Phase bei den niedrigeren

Bolzeneinsatztemperaturen (Bild 6.36 und Bild 6.37). Tendenziell stellt sich in den bei

700°C und 750°C Bolzeneinsatztemperatur stranggepressten Profile aus CuZn40Pb2

im Kern ein etwas größeres Korn ein als am Rand. So beträgt im Falle der indirekt

stranggepressten Profile die mittlere Korngröße bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur

18 µm im Kern und ca. 12 µm am Rand sowie bei 750°C Bolzeneinsatztemperatur

17 µm im Kern und 13 µm am Rand.

640 660 680 700 720 740 760

Lineare Korngröße d [µm]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Bild 6.38: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die mittlere Korngröße der α-

Phase, CuZn37, indirekt stranggepresst (vStrang =0.5 m/s,ϕ=3)

Im Falle von CuZn37 zeigt der Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die

Korngröße der α-Phase eine andere Tendenz als bei den zuvor genannten

Legierungen. Die mittlere Korngröße der α-Phase nach dem Strangpressen beträgt

ca. 31 µm bei 650°C und 750°C Bolzeneinsatztemperatur. Bei der im Rahmen der

vorliegenden Untersuchungen mittleren Bolzeneinsatztemperatur, für die 700°C

gewählt wurde, ist die mittlere Korngröße der α-Phase gleich 27 µm und somit

minimal (Bild 6.38).

Der Einfluss des Umformgrades auf die mittlere Korngröße der α-Phase der

Strangpressprodukte ist bei allen im Rahmen der vorliegenden Arbeit untersuchten

Messinglegierungen unterschiedlich. Bild 6.39 zeigt den Einfluss des Umformgrades

auf die Korngröße der α-Phase der Strangpressprodukte aus CuZn10. Das bei

einem Umformgrad von 3 hergestellte Profil besitzt eine mittlere Korngröße von ca.

25 µm, bei einem Umformgrad gleich 3.9 beträgt die mittlere Korngröße ca. 30 µm.

Für einen Umformgrad von 3.55 wurde eine mittlere Korngröße von ca. 23 µm

bestimmt.

3.0 3.2 3.4 3.6 3.8 4.0

Lineare Korngröße d [µm]

Umformgrad ϕ

Bild 6.39: Einfluss des Umformgrades auf die mittlere Korngröße der α-Phase,

CuZn10, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

Bei CuZn20 ist die mittlere Korngröße bei ansonsten gleichen Prozessparametern

wie bei CuZn10 bei einem Umformgrad ϕ= 3.9 mit 83 µm ebenfalls signifikant größer

als bei einem Umformgrad ϕ= 3, für den eine mittlere Korngröße der α-Phase von

48 µm bestimmt wurde. Keinen signifikanten Einfluss auf die mittlere Korngröße der

α-Phase hat der Umformgrad bei CuZn37.

2.2 2.4 2.6 2.8 3.0 3.2 3.4 3.6 3.8 4.0 4.2

Kern

Rand

Lineare Korngröße d [µm]

Umformgrad ϕ

Bild 6.40: Einfluss des Umformgrades auf die mittlere Korngröße der α-Phase,

CuZn40Pb2, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

Bei indirekt stranggepresstem CuZn40Pb2 führt die Erhöhung des Umformgrades

tendenziell zu einer kleiner werdenden mittleren Korngröße der α-Phase. Im Kern

beträgt die mittlere Korngröße der α-Phase bei einem Umformgrad ϕ=2.1 ca.

25 µm, bei ϕ= 3.9 ca. 17 µm. Am Rand sind die Körner der α-Phase im Mittel kleiner

als im Kern und der Einfluss des Umformgrades auf die Korngröße der α-Phase nicht

signifikant ausgeprägt (Bild 6.40).

Die Produktgeschwindigkeit wirkt sich beim Strangpressen von CuZn10 und

CuZn40Pb2 nicht signifikant auf die mittlere Korngröße der α-Phase aus.

0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0

Lineare Korngröße d [µm]

Produktgeschwindigkeit vStrang [m/s]

Bild 6.41: Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf die mittlere Korngröße der α-

Phase, CuZn20, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

0.30 0.35 0.40 0.45 0.50

Lineare Korngröße d [µm]

Produktgeschwindigkeit vStrang [m/s]

Bild 6.42: Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf die mittlere Korngröße der α-

Phase, CuZn37, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

Bei CuZn20 geht die Erhöhung der Produktgeschwindigkeit von vStrang = 0.3 m/s auf

vStrang = 1 m/s mit einer Zunahme der mittleren Korngröße der α-Phase von 48 µm

auf 80 µm einher (Bild 6.41). Entgegengesetzt zu CuZn20 ist der Einfluss der

Produktgeschwindigkeit auf die mittlere Korngröße der α-Phase bei CuZn37

(Bild 6.42). 30 µm beträgt die mittlere Korngröße der α-Phase bei vStrang =0.3m/s

und 27 µm bei vStrang =0.5m/s.

Mikrostruktur der Strangpressprofile

Mit zunehmender Bolzeneinsatztemperatur nimmt bei CuZn10, CuZn20 und CuZn37

die mittels Röntgenreflexlinienprofilanalyse bestimmte Domänengröße der α-Phase

zu und die Mikrodehnungen der α-Phase gleichzeitig ab, wobei keine systematischen

Unterschiede zwischen einzelnen Reflexen festgestellt werden konnten.

Exemplarisch ist der Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Domänengröße

und die Mikrodehnungen der α-Phase in Bild 6.43 für CuZn37 gezeigt.

0.000

0.002

0.004

0.006

0.008

640 660 680 700 720 740 760

400

500

600

700

800

900

1000

Mikrodehnung

Domänengröße

Domänengröße [Α]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Mikrodehnung

Bild 6.43: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Domänengröße und die

Mikrodehnungen der α-Phase, CuZn37, indirekt stranggepresst (vStrang =0.5 m/s,

ϕ= 3), Mittelung über verschiedene Reflexe

Die ebenfalls mittels Röntgenreflexlinienprofilanalyse bestimmten Stapelfehler- und

Zwillingswahrscheinlichkeiten der α-Phase werden kleiner, wenn die

Bolzeneinsatztemperatur erhöht wird (Bild 6.44). Bei der

Stapelfehlerwahrscheinlichkeit steht ein Wert von ca. 0.065 bei 650°C

Bolzeneinsatztemperatur beispielsweise einem Wert von 0.003 bei 750°C

Bolzeneinsatztemperatur gegenüber.

0.0

2.0x10-2

4.0x10-2

6.0x10-2

8.0x10-2

1.0x10-1

1.2x10-1

1.4x10-1

640 660 680 700 720 740 760

0.0

1.0x10-2

2.0x10-2

3.0x10-2

4.0x10-2

5.0x10-2

6.0x10-2

7.0x10-2

8.0x10-2 SPF

SF-Wahrscheinlichkeit SFP

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

ZW-Wahrscheinlichkeit TP

Bild 6.44: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Stapelfehler- und die

Zwillingswahrscheinlichkeit der α-Phase, CuZn37, indirekt stranggepresst

(vStrang =0.5 m/s,ϕ= 3), Mittelung über verschiedene Reflexe

0.000

0.002

0.004

0.006

0.008

0.010

80 100 120 140

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

Mikrodehnung

Domänengröße

Domänengröße [Α]

Umformwiderstand kw[MPa]

Mikrodehnung

Bild 6.45: Einfluss des Umformwiderstandes auf die Domänengröße und die

Mikrodehnungen der α-Phase, CuZn37, indirekt stranggepresst (TBolz =700°C),

Mittelung über verschiedene Reflexe

Mit zunehmendem Umformwiderstand beim Strangpressen von CuZn37 werden die

Mikrodehnungen in der α-Phase der Strangpressprodukte kleiner (Bild 6.45). 0.003

beträgt die Mikrodehnung in der α-Phase bei einem Umformwiderstand von 78 MPa,

0.008 bei einem Umformwiderstand von 140 MPa. Die Domänengröße der α-Phase

von CuZn37 wird mit zunehmendem Umformwiderstand tendenziell kleiner.

In der β-Phase von CuZn37 beträgt die Domänengröße ca. 100 Å, wobei im Rahmen

der Fehlergenauigkeit der Linienprofilanalyse kein systematischer Unterschied

zwischen den bei unterschiedlichen Bolzeneinsatztemperaturen stranggepressten

Profilen festgestellt wurde.

0.005

0.006

0.007

0.008

0.009

0.010

0.011

0.012

0.013

600 620 640 660 680 700 720 740 760

150

200

250

300

350

400

450

500

550 Domänengröße

Domänengröße [A]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Mikrodehnung

Bild 6.46: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Domänengröße und die

Mikrodehnungen der α-Phase, CuZn42Pb2, indirekt stranggepresst (vStrang = 0.285

m/s, ϕ=2.9),α002-Reflex

0.004

0.006

0.008

0.010

0.012

0.014

0.016

0.018

0.020

600 620 640 660 680 700 720 740 760

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550 Domänengröße

Domänengröße [A]

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Mikrodehnung

Bild 6.47: Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Domänengröße und die

Mikrodehnungen der β-Phase, CuZn42Pb2, direkt stranggepresst (vStrang =0.285

m/s, ϕ=2.9),β112-Reflex

Beim indirekten Strangpressen von CuZn40Pb2 wird die röntgenographisch

ermittelte Domänengröße sowohl der α-Phase als auch der β-Phase mit

zunehmender Bolzeneinsatztemperatur tendenziell größer, wobei die Domänengröße

in der β-Phase stets kleiner ist als in der α-Phase (Bild 6.46 und Bild 6.47). Bei

600°C Bolzeneinsatztemperatur beträgt die Domänengröße der α-Phase ca. 225 Å

und die der β-Phase ca. 140 Å, bei 750°C Bolzeneinsatztemperatur wurde für die α-

Phase eine Domänengröße von 450 Å und für die β-Phase eine Domänengröße von

nahe 500 Å bestimmt.

Die Mikrodehnungen der α-Phase des indirekt stranggepressten CuZn40Pb2

besitzen bei 700°C ein lokales Minimum (Bild 6.46). In der β-Phase der

entsprechenden Strangpressprodukte sind die Mikrodehnungen bei 700°C und

750°C Bolzeneinsatztemperatur deutlich größer als bei 600°C

Bolzeneinsatztemperatur (Bild 6.47).

Texturanalysen

Nach dem Strangpressen der verschiedenen Messinglegierungen bildet sich in der

α-Phase der Strangpressprodukte eine Doppelfasertextur in Strangpressrichtung

aus. Die beiden Texturfasern liegen auf der Symmetralen (001)-(111) nahe der

<100>-Richtung sowie auf der Symmetralen (111)-(01-1) nahe der <111>-Richtung

(Bild 6.48). Die Texturfaser von CuZn10 und CuZn20 auf der Symmetralen (001)-

(111) befindet sich in einem "Streugürtel" /Wassermann1962/ zwischen <511> und

<311>, die Texturfaser auf der Symmetralen (111)-(01-1) nahe <233>.

Bild 6.48: Polfiguren der α-Phase von CuZn10, (α100, α111 und α311), inverse

Polfigur (Strangpressrichtung), indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =1 m/s,

ϕ=3.9)

Bild 6.49: Polfiguren der α-Phase von CuZn37, (α100 und α111), inverse Polfigur

(Strangpressrichtung), indirekt stranggepresst (TBolz = 750°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

Mit zunehmendem Zinkgehalt der Messinglegierungen wandern die Texturpole der

<uvw>{100} - Texturfaser und der <uvw>{111} -Texturfaser Richtung <uvw> = <100>

bzw. <uvw> = <111>, wobei CuZn37 überwiegend eine <100>-

Fasertexturkomponente (Bild 6.49) bzw. eine <111>-Fasertexturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase besitzt.

In der β-Phase stellt sich durch das Strangpressen eine <110>-Faser parallel zur

Strangpressachse ein.

Bild 6.50: Polfigur der β-Phase von CuZn40Pb2, Reflex 110, indirekt stranggepresst,

(TBolz = 750°C, vStrang = 0.285 m/s, ϕ=2.9)

Je nach Legierung und Strangpressparameter unterscheiden sich die Stärke, die

relative Gewichtung der <uvw>{100} - Texturfaser und der <uvw>{111} -Texturfaser,

die Schärfe der <uvw>{100} - Texturfaser und der <uvw>{111} -Texturfaser sowie die

Lage der Texturpole.

Einfluss des Zinkgehaltes auf die Textur der Strangpressprodukte

Der Texturindex der <uvw>{100} - Texturfaser der Doppelfasertextur der α-Phase

vom Strangpressen besitzt bei CuZn37 im Vergleich zu CuZn10, CuZn20 und

CuZn40Pb2 maximale Werte (Bild 6.51).

10 15 20 25 30 35 40

kleinster und

größter Texturindex

des <uvw>{100}-Texturpols

kleinster und

größter Texturindex

des <uvw>{111}-Texturpols

Texturindex

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.51: Einfluss des Zinkgehalts der Messinglegierung auf die Stärke der

Doppelfasertextur der α-Phase

In der α-Phase von CuZn37, das bei 750°C Bolzeneinsatztemperatur mit einer

Produktgeschwindigkeit vStrang = 0.5 m/s und mit einem Umformgrad ϕ=3

stranggepresst wurde, beträgt der Texturindex der <uvw>{100} - Texturkomponente,

in dem Fall einer <100>-Texturfaser, der Doppelfasertextur vom Strangpressen ca. 8.

Der Texturindex der <uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen bei CuZn20 und CuZn40Pb2 beträgt bis zu 4 bzw. bei

CuZn10 bis zu 2.5. Auch die Spannweite des Texturindex ist im Rahmen der

untersuchten Strangpressparameter bei CuZn37 maximal (Bild 6.51).

Die Texturindizes der <uvw>{111} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen unterscheiden sich in Abhängigkeit vom Zinkgehalt

weniger signifikant. Maximale Texturindizes von ca. 3 wurden bestimmt, wobei die

maximalen Werte sowie die Spannweite der Texturindizes <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase bei CuZn10 und CuZn20

geringfügig größer sind als bei CuZn37 und CuZn40Pb2 (Bild 6.51).

Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Textur der Strangpressprodukte

Die Bolzeneinsatztemperatur beeinflusst bei allen untersuchten Legierungen die

<uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen wesentlich stärker als die <uvw>{111} - Texturkomponente. Bei

CuZn10 und CuZn20 sind der {100} - und der {111} - Texturpol der Doppelfasertextur

der α-Phase vom Strangpressen bis zu 20° gegenüber der Strangpressachse

verkippt, während der {311} -Texturpol nahezu parallel zur Strangpressachse

ausgerichtet ist. In der α-Phase von CuZn37 und CuZn40Pb2 beträgt der Winkel

zwischen dem {100} - bzw. dem {111} - Texturpol der Doppelfasertextur der α-Phase

vom Strangpressen und der Strangpressachse maximal 10°.

640 660 680 700 720 740 760

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

<uvw>{100}-Texturpol

<uvw>{111}-Texturpol

{311}-Texturpol

Texturindex

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Bild 6.52: CuZn10, Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Textur der α-Phase,

Stärke der Texturpole, indirekt stranggepresst (vStrang =0.5 m/s,ϕ=3)

Bei CuZn10 ist die <uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen im Rahmen der Versuchsparameter bei einer

Bolzeneinsatztemperatur TBolz = 650°C maximal und besitzt einen Texturindex gleich

2.5. Der Texturindex der <uvw>{100} - Texturkomponente bei TBolz = 700°C beträgt

ca. 1.5 und bei TBolz = 750°C ca. 2.0, wobei sich die Werte unter Berücksichtigung

des Fehlers nur geringfügig unterscheiden (Bild 6.52).

Die <uvw>{111} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen und die {311} - Textur zeigen in Abhängigkeit von der

Bolzeneinsatztemperatur den gleichen Verlauf, wobei die {311} - Textur stets

schwächer ist als die <uvw>{111} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen. Im Falle von CuZn10 sind die <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen und die

{311} - Textur bei einer Bolzeneinsatztemperatur von 750°C schwächer als bei

TBolz = 650°C und TBolz =700°C.

640 660 680 700 720 740 760

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

<uvw>{100}-Texturpol

<uvw>{111}-Texturpol

{311}-Texturpol

Texturindex

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Bild 6.53: CuZn20, Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Textur der α-Phase,

Stärke der Texturpole, indirekt stranggepresst (vStrang =0.5 m/s,ϕ=3)

Die Stärke der <uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase

vom Strangpressen von CuZn20 (Bild 6.53) nimmt mit steigender

Bolzeneinsatztemperatur kontinuierlich von ca. 1.5 bei TBolz = 650°C auf ca. 1.8 bei

TBolz = 750°C zu. Für die <uvw>{111} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der

α-Phase vom Strangpressen wurden Texturstärken zwischen 2.4 und 2.5 bestimmt,

für die {311} - Textur liegt der Texturindex zwischen 1.5 und 1.7. Der Texturindex 1.7

stellte sich bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur ein.

Bei CuZn37 nimmt die <uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen mit steigender Bolzeneinsatztemperatur wesentlich

stärker zu als bei CuZn20. Der Texturindex der <uvw>{100} - Texturkomponente

beträgt 2.2 bei TBolz = 650°C, 3.4 bei TBolz = 700°C und 7.9 bei TBolz =750°C. Die

Zunahme der Stärke der <uvw>{100} - Texturkomponente durch eine Erhöhung der

Bolzeneinsatztemperatur von TBolz = 700°C auf TBolz = 750°C ist wesentlich größer

als bei der Erhöhung der Bolzeneinsatztemperatur von TBolz =650°C auf

TBolz = 700°C. Im Rahmen der Fehler steigt der Texturindex der <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen

geringfügig von 2.0 bei TBolz = 650°C auf 2.4 bei TBolz = 750°C an.

600 620 640 660 680 700 720 740 760

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

<uvw>{100}-Texturpol

<uvw>{111}-Texturpol

Texturindex

Bolzeneinsatztemperatur TBolz [°C]

Bild 6.54: CuZn40Pb2, Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Textur der α-

Phase, Stärke der Texturpole, indirekt stranggepresst (vStrang = 0.285 m/s, ϕ=2.9)

CuZn40Pb2 zeigt bei einer Erhöhung der Bolzeneinsatztemperatur von 700°C auf

750°C sowohl beim indirekten als auch beim direkten Strangpressen einen

signifikanten Anstieg der Stärke der <uvw>{100} - Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen, während sich von 600°C

(indirektes Strangpressen) bzw. 610°C (direktes Strangpressen) zu 700°C

Bolzeneinsatztemperatur die Stärke der <uvw>{100} - Texturkomponente nur

unwesentlich verändert (Bild 6.54). Die Texturindizes der <uvw>{100} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen sind 1.2

bei TBolz = 700°C und 3.7 bei TBolz = 750°C (indirektes Strangpressen) bzw. 1.6 bei

TBolz = 700°C und 2.8 bei TBolz = 750°C Bolzeneinsatztemperatur (direktes

Strangpressen). Beim indirekten Strangpressen hat die Bolzeneinsatztemperatur im

Rahmen der Fehler keinen signifikanten Einfluss auf die Stärke der <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen. Die

<uvw>{111} -Texturkomponente variiert zwischen 1.6 und 2.0. Die Stärke der

<uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen beim direkten Strangpressen verringert sich mit zunehmender

Bolzeneinsatztemperatur geringfügig von 2.1 auf 1.8.

Für die β-Phase wird mit steigender Bolzeneinsatztemperatur eine kontinuierliche

Zunahme der <110>-Textur verzeichnet, z.B. ist der Texturindex der <110>-Textur

für indirekt stranggepresstes CuZn37 bei TBolz = 650°C gleich 2.3 und bei

TBolz = 750°C gleich 4 (Bild 6.55).

640 660 680 700 720 740 760

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

4.5

β011

Texturindex

Bolzeneinsatztemperatur

Bild 6.55: CuZn37, Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Stärke der

<110>-Textur der β-Phase, indirekt stranggepresst (vStrang 0.5 m/s, ϕ=3)

Für indirekt stranggepresstes CuZn40Pb2 wurden Texturindizes der <110>-Textur

der β-Phase von 1.7 bei TBolz = 600°C und von 3.5 bei TBolz = 750°C bestimmt. Im

Rahmen der Fehler unterscheidet sich die <110>-Textur der β-Phase im Kern und

am Rand nicht.

Einfluss des Umformgrades auf die Textur der Strangpressprodukte

Bei CuZn10 wird die <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen sowie die {311} - Textur mit zunehmendem Umformgrad

größer (Bild 6.56). 2.8 beträgt der Texturindex der <uvw>{111} -Texturkomponente

bei einem Umformgrad ϕ= 3, 3.3 bei ϕ= 3.9. Die Stärke der {311} - Textur ist gleich

1.6 bei einem Umformgrad ϕ= 3 und 2.2 bei ϕ=3.9.

3.0 3.1 3.2 3.3 3.4 3.5 3.6 3.7 3.8 3.9

5<uvw>{111}-Texturpol

<uvw>{100}-Texturpol

{311}-Texturpol

Texturindex

Umformgrad ϕ

Bild 6.56: CuZn10, Einfluss des Umformgrades auf die Textur der α-Phase, Stärke

der Texturpole, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

Für die <uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen wurden Texturindizes zwischen 1.2 und 1.8 ermittelt.

Bei CuZn20 wird die <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen mit zunehmendem Umformgrad ebenfalls stärker und

nimmt von 2.5 bei einem Umformgrad ϕ= 3 auf 3.0 bei ϕ= 3.9 zu. Die <uvw>{100} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen wird mit

steigendem Umformgrad beim Strangpressen ebenfalls stärker. Ein Texturindex der

<uvw>{100} - Texturkomponente von 1.4 wurde für den Umformgrad ϕ= 3 ermittelt,

ein Texturindex von 3.9 für ϕ=3.9.

3.0 3.1 3.2 3.3 3.4 3.5 3.6 3.7 3.8 3.9

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

4.5

<uvw>{100}-Texturpol

<uvw>{111}-Texturpol

Texturindex

Umformgrad ϕ

Bild 6.57: CuZn37, Einfluss des Umformgrades auf die Textur der α-Phase, Stärke

der Texturpole, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

Die Stärke der <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase

vom Strangpressen von CuZn37 nimmt ebenfalls mit steigendem Umformgrad von

2.2 bei einem Umformgrad ϕ= 3 auf 3.1 bei ϕ= 3.9 zu. Mit einem Texturindex von

3.4 ist die <uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen in CuZn37 bei einem Umformgrad ϕ= 3 signifikant größer als bei

einem Umformgrad gleich ϕ= 3.55 bzw. ϕ= 3.9. Die Texturindizes für ϕ= 3.55 bzw.

ϕ= 3.9 sind gleich 1.6 bzw. 2.1.

Ebenso ist bei CuZn40Pb2 eine kontinuierliche Zunahme der Stärke der

<uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen von ca. 1.5 bei einem Umformgrad ϕ= 2.3 auf 2.1 bei ϕ=4 zu

verzeichnen (Bild 6.58). Die <uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur

der α-Phase vom Strangpressen besitzt bei ϕ= 2.9 ein Minimum. Der zugehörige

Texturindex beträgt 1.2. Bei ϕ= 2.3 ist der Texturindex der <uvw>{100} -

Texturkomponente gleich 1.5. Der maximale Texturindex in Abhängigkeit vom

Umformgrad wurde im Rahmen der Untersuchungen mit einem Wert gleich 2.0 für

den maximalem Umformgrad ϕ= 3.9 bestimmt.

2.2 2.4 2.6 2.8 3.0 3.2 3.4 3.6 3.8 4.0

1.1

1.3

1.5

1.7

1.9

2.1

2.3 <uvw>{100}-Texturpol

<uvw>{111}-Texturpol

Texturindex

Umformgrad ϕ

Bild 6.58: CuZn40Pb2, indirekt stranggepresst, Einfluss des Umformgrades auf die

Textur der α-Phase, Stärke der Texturpole, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

2.2 2.4 2.6 2.8 3.0 3.2 3.4 3.6 3.8 4.0

1.8

2.0

2.2

2.4

2.6

2.8

Texturindex

Umformgrad ϕ

Bild 6.59: CuZn40Pb2, indirekt stranggepresst, Einfluss des Umformgrades auf die

Stärke der <110>-Textur der β-Phase, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

Die Stärke der <110>-Textur der β-Phase von indirekt stranggepresstem CuZn40Pb2

nimmt mit steigendem Umformgrad kontinuierlich ab (Bild 6.59). Bei einem

Umformgrad ϕ= 2.285 beträgt der Texturindex der <110>-Textur 2.7 und 1.9 bei

einem Umformgrad ϕ=3.9.

Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf die Textur der Strangpressprodukte

Die Variation der Produktgeschwindigkeit bei konstanter Bolzeneinsatztemperatur

TBolz = 700°C und einem Umformgrad ϕ= 3 zeigt im Rahmen der Versuchsparameter

für die stranggepressten Legierungen CuZn10, CuZn20 und CuZn37 ein Maximum

der <uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen bei einer Produktgeschwindigkeit vStrang = 0.4 m/s (Bild 6.60). Eine

geringe, kontinuierliche Zunahme mit steigender Produktgeschwindigkeit tritt bei der

<uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpres-

sen auf.

0.30 0.35 0.40 0.45 0.50

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

4.5

5.0

<uvw>{100}-Texturpol

<uvw>{111}-Texturpol

Texturindex

Produktgeschwindigkeit vStrang [m/s]

Bild 6.60: CuZn37, Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf die Textur der α-Phase,

indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

Beim indirekt und direkt stranggepressten CuZn40Pb2 nehmen sowohl die

<uvw>{100} - Texturkomponente als auch die <uvw>{111} -Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen mit größer werdender

Produktgeschwindigkeit kontinuierlich zu. Für das indirekte Strangpressen beträgt

der Texturindex der <uvw>{100} - Texturkomponente 1.3 bei einer

Produktgeschwindigkeit vStrang = 0.13 m/s und 2.0 bei vStrang = 0.67 m/s, der

Texturindex der <uvw>{111} -Texturkomponente 1.5 bei vStrang = 0.13 m/s und 2.0 bei

vStrang = 0.67 m/s. Die Texturindizes der Doppelfasertextur der α-Phase für die direkt

stranggepressten Proben sind in Bild 6.61 dargestellt.

0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7

1.4

1.6

1.8

2.0

2.2

2.4

2.6 <uvw>{100}-Texturpol

<uvw>{111}-Texturpol

Texturindex

Produktgeschwindigkeit vStrang [m/s]

Bild 6.61: CuZn40Pb2, Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf die Textur der α-

Phase, direkt stranggepresst (TBolz =700°C)

0.30 0.35 0.40 0.45 0.50

2.9

3.0

3.1

3.2

3.3

3.4

3.5

3.6

3.7

3.8

3.9

4.0 β011

Texturindex

Produktgeschwindigkeit [m/s]

Bild 6.62: CuZn37, Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf die Stärke der

<110>-Textur der β-Phase, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C)

In der β-Phase von CuZn37 wird die <110>-Textur durch zunehmende

Produktgeschwindigkeit geschwächt. Einem Texturindex von 3.7 bei einer

vStrang = 0.3 m/s steht ein Texturindex von 3.1 bei vStrang = 0.5 m/s gegenüber.

Charakterisierung der Korngrenzen mittels EBSD

Bild 6.63 zeigt den Ausschnitt einer stranggepressten Probe aus CuZn37, an der

mittels EBSD die Korngrenzen innerhalb der α-Phase charakterisiert wurden.

Bild 6.63: Orientierungskarte von CuZn37, indirekt stranggepresst (TBolz =700°C,

vStrang =0.5m/s,ϕ= 3), a bezogen auf die Radialrichtung, b bezogen auf die

Strangpressachse, c Farbcodierung der Orientierungen im Orientierungsdreieck

100 µm 100 µm

In Strangpressrichtung tritt entsprechend der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen häufig eine Orientierung nahe <100> (rot) oder nahe <111> (blau) auf

(Bild 6.63 b), während quer zur Strangpressachse besonders häufig <110>-

Orientierungen (grün) gefunden wurden (Bild 6.63 a). Außerdem sind bezogen auf

die Radialrichtung des Strangpressprofils (Bild 6.63 a) Bänder mit Körnern ähnlicher

Orientierung zu erkennen, die nahe <110>, <111> bzw. <100> liegt.

Bild 6.64: Korngrenzen in dem Gefügeausschnitt von Bild 6.63, a Σ3 (111)-

Zwillingskorngrenzen, b alle weiteren CSL-Korngrenzen

Bei nahezu 50% der Korngrenzen handelt es sich um sog. CSL-Korngrenzen, unter

denen mit die Σ3 (111)-Zwillingskorngrenzen überwiegen (Bild 6.64 a). Neben den

Σ3 (111)-Zwillingskorngrenzen treten insbesondere Σ9 -Korngrenzen auf

(Tabelle 6.1).

Tabelle 6.1: Häufigkeit der verschiedenen Korngrenzen

Korngrenze Häufigkeit [%]

Σ3 (111)-Zwillingskorngrenzen 41.5

Σ9 - Korngrenzen 1.7

Weitere CSL - Korngrenzen 4.3

Nicht CSL - Korngrenzen 52.5

Die weiteren gefundenen CSL-Korngrenzen besitzen häufig einen Drehwinkel im

Bereich von 30° sowie zwischen 40° und 60° (Tabelle 6.2). Drehachse ist bei den

Σ13b - Korngrenzen, die unter den restlichen CSL-Korngrenzen (Tabelle 6.2) am

häufigsten gefunden wurden, sowie den Σ7-, Σ19b -, Σ37c - und den Σ21a -

Korngrenzen die <111>-Richtung. Kennzeichnend für CSL-Korngrenzen mit einer

<111>-Richtung ist eine große Korngrenzenmobilität.

100

Tabelle 6.2: Häufigkeit der verschiedenen CSL-Korngrenzen, Summe aller CSL -

Korngrenzen ≡100%

Sigma-Wert Drehwinkel [°] Drehachse <uvw> Häufigkeit [%]

13b 27.8 111 8.7

17b 61.9 221 6.4

25b 51.7 311 6.3

29b 46.4 221 6.1

47a 37.1 331 5.8

738.2 111 5.3

19b 46.8 111 4.9

11 50.5 110 4.8

35b 43.2 331 4.8

15 48.2 210 4.5

37c 50.6 111 4.3

39b 50.1 321 4.1

43c 60.8 332 4.1

27b 35.4 210 4.1

27a 31.6 110 4.0

49b 43.6 511 3.6

33c 59 110 3.3

23 40.5 311 3.1

21a 21.8 111 2.5

19a 26.5 110 2.5

5 36.9 100 1.8

41c 55.9 110 1.5

43b 27.9 210 1.3

Die restlichen 52.5 % der untersuchten Korngrenzen sind Nicht-CSL-Korngrenzen.

Eigenspannungsanalysen an CuZn37 und CuZn40Pb2

In Kern der Strangpressprofile aus CuZn37 und CuZn40Pb2 wurden die

Quereigenspannungen bestimmt. In CuZn37 liegen Druckeigenspannungen vor,

deren Betrag zwischen 20 MPa und 100 MPa variiert (Bild 6.65).

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8

3.694

3.695

3.696

3.697

3.698

3.699

3.700

3.701

α111

α222

α002

α220

α113

Gitterparameter a [Α]

sin2ψ

Bild 6.65: sin2ψ-Darstellung, CuZn37, indirekt stranggepresst (TBolz =700°C,

vStrang =0.5 m/s, ϕ=3)

101

Darüber hinaus zeigt die Auftragung für den α200-Reflex der Strangpressprofile

besonders ausgeprägte Oszillationen. Mit sinkendem Anteil der β-Phase in den

Strangpressprodukten werden die Druckeigenspannungen in der α-Phase kleiner

(Bild 6.66).

0 2 4 6 8 10 12 14

-20

-40

-60

-80

-100

-120

Quereigenspannungen [MPa]

β-Phasenanteil [a.u.]

Bild 6.66: CuZn37, stranggepresst, Zusammenhang zwischen den Quereigenspan-

nungen in der α-Phase und dem β-Phasenanteil von CuZn37, indirekt stranggepresst

(TBolz = 700°C)

Auch im Kern der indirekt stranggepressten Profile aus CuZn40Pb2 wurden

Druckquereigenspannungen bestimmt, die in der α-Phase und in der β-Phase

zwischen nahezu 0 MPa und –100 MPa betragen. Bei 700°C

Bolzeneinsatztemperatur sind die Eigenspannungen in der α-Phase minimal und

nahezu gleich Null.

102

6.2.3 Festigkeit und Härte der Strangpressprodukte

Kleinlasthärtemessungen

Bild 6.67 zeigt den im Querschliff an einem Strangpressprofil aus CuZn20 ermittelten

Kleinlasthärteverlauf. Das Strangpressprofil wurde bei einer Bolzeneinsatztemperatur

TBolz = 700°C mit einem Umformgrad ϕ= 3 und einer Produktgeschwindigkeit

vStrang = 0.3 m/s hergestellt.

024681012

Kleinlasthärte HV 2

Linker Rand Messposition Rechter Rand

Bild 6.67: Härteverlauf einer stranggepressten Probe aus CuZn20 im Querschliff,

indirekt stranggepresst

Das Strangpressprofil besitzt im Querschnitt am Rand eine geringere Härte als in der

Mitte der Probe. Während am Rand eine Härte HV 2 = 63 ermittelt wurde, beträgt die

Härte im Zentrum der Probe ca. HV 2 = 73.

0246810121416

100

T=700°C, ϕ=3, vSt=0.4 m/s

T=700°C, ϕ=3, vSt=0.3 m/s

T=700°C, ϕ=3.92, vSt=1 m/s

T=650°C, ϕ=3, vSt=0.5 m/s

T=700°C, ϕ=3, vSt=0.5 m/s

T=750°C, ϕ=3, vSt=0.5 m/s

HV 2

Messposition

Bild 6.68: Härteverlauf der stranggepressten Proben aus CuZn37, Querschliff

In Bild 6.68 sind die Härteverläufe im Querschliff für die Strangpressprofile aus

CuZn37 dargestellt. Beim Strangpressprofil mit TBolz =700°C, ϕ= 3 und

vStrang = 0.5 m/s ist die Härte am Rand größer als in der Mitte des Querschnitts. Einer

103

Härte HV 2 = 90 am Rand steht eine Härte HV 2 = 78 in der Mitte des Querschnitts

gegenüber. Bei den anderen Strangpressprofilen ist ein Härteunterschied zwischen

Rand und Zentrum des Querschliffs nur geringfügig ausgeprägt.

Die Kleinlasthärte der indirekt stranggepressten Profile aus CuZn40Pb2

unterscheidet sich im Rahmen der Fehler nicht signifikant in Abhängigkeit von der

Position in der Querschnittsfläche.

20 25 30 35 40

100

105 Minimale Härte

Maximale Härte

Kleinlasthärte HV 2

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.69: Einfluss des Zinkgehaltes auf die Kleinlasthärte der Strangpressprodukte,

Zentrum der Querschnittsfläche

Die mittlere Härte, die am Querschliff der Strangpressprofile der jeweiligen Legierung

bestimmt wurde, nimmt mit steigendem Zinkgehalt der Legierungen zu (Bild 6.69).

Die maximale an den Strangpressprodukten aus CuZn20 bestimmte Härte beträgt

HV 2 = 79, bei den Strangpressprodukten aus CuZn37 HV 2 = 90 und bei

CuZn40Pb2 HV 2 = 102. Während sich die für CuZn37 und CuZn20 im Querschliff

ermittelten Härten im Rahmen der Streuung mit den Strangpressparametern

überschneiden, liegen alle an den Strangpressprofilen aus CuZn40Pb2 ermittelten

Härtewerte über denen von CuZn37 und CuZn20.

Zugversuche mit quasistatischer Belastung

Exemplarisch sind in Bild 6.70 an Proben aus CuZn10 ermittelte Spannungs-

Dehnungs-Kurven dargestellt. Die Zugproben stammen aus einem Strangpressprofil,

das bei TBolz = 700°C mit einer Produktgeschwindigkeit vStrang = 0.4 m/s und einem

Umformgrad ϕ= 3 im indirekten Verfahren stranggepresst wurde.

104

Bild 6.70: Spannungs-Dehnungs-Kurven, CuZn10, indirekt warmstranggepresst

(TBolz = 700°C, vStrang =0.4 m/s,ϕ=3)

Mit zunehmendem Zinkgehalt nimmt die mittlere 0.2%-Dehngrenze zu (Bild 6.71).

Die maximal für CuZn10 ermittelte 0.2%-Dehngrenze beträgt 90 MPa, für

CuZn40Pb2 wurde eine maximale 0.2%-Dehngrenze von 190 MPa bestimmt. Im

Rahmen der Streuung in Abhängigkeit von den Strangpressparametern

überschneiden sich die 0.2%-Dehngrenzen von CuZn10 und CuZn20. Für CuZn10

beträgt die 0.2%-Dehngrenze der untersuchten Werkstoffe zwischen 80 MPa und

90 MPa, für CuZn20 zwischen 80 MPa und 100 MPa.

10 15 20 25 30 35 40

100

120

140

160

180

200

220

Kleinster Wert

Größter Wert

0.2%-Dehngrenze Rp02

[MPa]

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.71: Einfluss des Zinkgehaltes auf die 0.2%-Dehngrenze der Strangpressprofile

0 10203040506070

100

150

200

250

300

Lastspannung [MPa]

Dehnung [%]

105

1.4 1.6 1.8 2.0 2.2 2.4 2.6 2.8 3.0 3.2 3.4

100

120

140

160

180

200 CuZn10

CuZn20

CuZn37

CuZn40Pb2

0.2%-Dehngrenze Rp0.2

[MPa]

Texturindex

Bild 6.72: Einfluss der <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen auf die 0.2%-Dehngrenze, verschiedene Legierungen

Bild 6.72 zeigt die in den Zugversuchen an den Strangpressprofilen ermittelten 0.2%-

Dehngrenzen in Abhängigkeit von der Stärke der <uvw>{111} -Texturkomponente

der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen. Mit zunehmender Stärke

der <uvw>{111} - Texturkomponente steigt die 0.2%-Dehngrenze von CuZn37 und

CuZn40Pb2 an, während die 0.2%-Dehngrenze von CuZn10 und CuZn20 keinen

eindeutigen Zusammenhang mit der Stärke der <uvw>{111} - Texturkomponente

zeigt.

0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40

100

120

140

160

180

200

CuZn20

CuZn37

CuZn40Pb2

0.2%-Dehngrenze Rp0.2

[MPa]

Korngröße-0.5 [µm-0.5]

Bild 6.73: Einfluss der Korngröße auf die 0.2%-Dehngrenze der Strangpressprofile,

verschiedene Legierungen

Bei CuZn10 und CuZn20 dominiert hingegen der Einfluss der Korngröße auf die

0.2%-Dehngrenze im stranggepressten Zustand. Mit d-0.5 nimmt gemäß der Hall-

Petch-Beziehung die 0.2%-Dehngrenze linear zu (Bild 6.73).

106

10 15 20 25 30 35 40 45

60 Kleinster Wert

Größter Wert

Streckgrenzenverhältnis [%]

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.74: Streckgrenzenverhältnis der Strangpressprofile (Gl. 5.5) in Abhängigkeit

vom Zinkgehalt der Messinglegierungen

Bild 6.74 zeigt die Streckgrenzenverhältnisse der Legierungen nach dem

Strangpressen, die gemäß Gl. 5.5 bestimmt wurden, in Abhängigkeit vom Zinkgehalt

der Legierungen. Für CuZn10 im stranggepressten Zustand wurde ein maximales

Streckgrenzenverhältnis von ca. 34% bestimmt, für CuZn40Pb2 ein maximales

Streckgrenzenverhältnis von ca. 47%. Den geringsten Wert für das maximale

Streckgrenzenverhältnis nach dem Strangpressen besitzt im Rahmen der

vorliegenden Untersuchungen CuZn20 mit einem Wert von ca. 32%.

1.4 1.6 1.8 2.0 2.2 2.4 2.6 2.8 3.0 3.2 3.4

60 CuZn10

CuZn20

CuZn37

CuZn40Pb2

Streckgrenzenverhältnis [%]

Texturindex

Bild 6.75: Einfluss der <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen auf das Streckgrenzenverhältnis

Das Streckgrenzenverhältnis der Strangpressprodukte aus CuZn37 und CuZn40Pb2

wird mit zunehmender Stärke der <uvw>{111} -Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen geringfügig größer. Für CuZn10

und CuZn20 zeigen die Messdaten keinen signifikanten Einfluss der <uvw>{111} -

Texturkomponente auf das Streckgrenzenverhältnis (Bild 6.75).

107

10 20 30 40 50 60 70 80 90

CuZn20

CuZn37

CuZn40Pb2

Streckgrenzenverhältnis [%]

Korngröße [µm]

Bild 6.76: Einfluss der Korngröße auf das Streckgrenzenverhältnis der

Strangpressprofile

Mit zunehmender Korngröße wird das Streckgrenzenverhältnis der

Strangpressprofile aus den verschiedenen Legierungen kleiner (Bild 6.76). Am

meisten wird das Streckgrenzenverhältnis bei der stranggepressten Legierung

CuZn40Pb2 von der Korngröße beeinflusst, am kleinsten ist der Einfluss der

Korngröße auf das Streckgrenzenverhältnis bei CuZn20 im stranggepressten

Zustand.

10 15 20 25 30 35 40

100

Kleinster Wert

Größter Wert

Gleichmaßdehnung AGl [%]

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.77: Gleichmaßdehnung der Strangpressprofile in Abhängigkeit vom Zinkgehalt

der Legierung

In Bild 6.77 ist die mittlere Gleichmaßdehnung der Strangpressprofile in Abhängigkeit

vom Zinkgehalt der Legierungen dargestellt. Die größte Gleichmaßdehnung besitzt

CuZn20 mit einem maximalen Wert von 88%. Die maximal für CuZn10 bestimmte

Gleichmaßdehnung beträgt ca. 55%, für CuZn37 ist die maximal bestimmte

Gleichmaßdehnung gleich ca. 68%.

108

1.8 2.0 2.2 2.4 2.6 2.8 3.0 3.2 3.4

90 CuZn10

CuZn20

CuZn37

Gleichmaßdehnung AGl [%]

Texturindex

Bild 6.78: Einfluss der <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen auf die Gleichmaßdehnung

Die Gleichmaßdehnung in Abhängigkeit von der Stärke der <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen zeigt

Bild 6.78. Beim stranggepressten CuZn37 wird die Gleichmaßdehnung mit

zunehmender Stärke der <uvw>{111} -Texturkomponente geringfügig kleiner. Die

Gleichmaßdehnung der Strangpressprofile aus CuZn20 streut stark mit der Stärke

der <uvw>{111} -Texturkomponente, ohne einen eindeutigen Trend zu zeigen.

20 30 40 50 60 70 80 90

CuZn20

CuZn37

Gleichmaßdehnung AGl [%]

Korngröße [µm]

Bild 6.79: Einfluss der Korngröße auf die Gleichmaßdehnung der Strangpressprofile

In Bild 6.79 ist die Gleichmassdehnung in Abhängigkeit von der Korngröße

dargestellt. Mit zunehmender Korngröße der α-Phase wird die Gleichmaßdehnung in

CuZn20 und CuZn37 größer.

109

10 15 20 25 30 35 40 45

100

Kleinster Wert

Größter Wert

Bruchdehnung AB[%]

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.80: Bruchdehnung der Strangpressprofile in Abhängigkeit vom Zinkgehalt der

Legierung

Bild 6.80 zeigt die Bruchdehnung in Abhängigkeit vom Zinkgehalt der

stranggepressten Messinglegierungen. Die Bruchdehnung beträgt für die

Strangpressprofile aus CuZn10 ca. 65% und für die Strangpressprofile aus

CuZn40Pb2 maximal 50%. Die maximale Bruchdehnung wird bei den

Strangpressprofilen aus CuZn20 erreicht und beträgt 88%.

Die Bruchdehnung der Strangpressprofile aus den verschiedenen

Messinglegierungen wird nicht signifikant von der Stärke der <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen

beeinflusst.

20 30 40 50 60 70 80 90

CuZn20

CuZn37

Bruchdehnung AB[%]

Korngröße [µm]

Bild 6.81: Einfluss der Korngröße auf die Bruchdehnung der Strangpressprofile

Mit der Korngröße nimmt hingegen die Bruchdehnung geringfügig zu (Bild 6.81). Die

Strangpressprofile aus CuZn20 besitzen eine Bruchdehnung von ca. 75% bei einer

mittleren Korngröße von ca. 50 µm und eine Bruchdehnung von 88% bei einer

mittleren Korngröße von über 80 µm. Für die Strangpressprofile aus CuZn40Pb2

110

beträgt die Bruchdehnung bei einer mittleren Korngröße von 25 µm ca. 75% und bei

einer mittleren Korngröße von ca. 34 µm ca. 80%.

14 16 18 20 22 24

160

170

180

190

200

0.2%-Dehngrenze Rp02

[MPa]

Anteil der β-Phase [Vol.-%]

Bild 6.82: Einfluss des Volumenanteils der β-Phase auf die 0.2%-Dehngrenze der

Strangpressprofile aus CuZn40Pb2

Bei der zweiphasigen Legierung CuZn40Pb2 kann der Volumenanteil der β-Phase

die mechanischen Eigenschaften ebenfalls beeinflussen. Bild 6.82 zeigt die 0.2%-

Dehngrenze in Abhängigkeit vom Volumenanteil der β-Phase. Die maximal

bestimmten 0.2%-Dehngrenzen nehmen mit steigendem Volumenanteil der β-Phase

zu, wobei die Zunahme jedoch in der gleichen Größenordnung liegt wie die Streuung

der 0.2%-Dehngrenzen in Folge der Variation der Textur, Korngröße und der übrigen

mikrostrukturellen Parametern der Strangpressprofile in Abhängigkeit von den

Strangpressparametern resultiert (Bild 6.72 und Bild 6.73).

Druckversuche mit quasistatischer Belastung

Bild 6.83 zeigt exemplarisch die Spannungs-Stauchungs-Kurven der Druckversuche

für unterschiedliche Belastungsrichtungen in einem Strang aus CuZn20, der bei

TBolz = 700°C mit einer Produktgeschwindigkeit vStrang = 0.3 m/s und einem

Umformgrad ϕ= 3 hergestellt wurde.

Für Stauchungen bis ca. 20% unterscheiden sich die Fließspannungen bei

vergleichbarer Stauchung nicht signifikant, während für Stauchungen oberhalb 20%

je nach Belastungsrichtung bei gleicher Dehnung unterschiedliche Spannungen

vorliegen. Grau markiert sind außerdem vereinzelt auftretende Spannungseinbrüche

in den Spannungs-Stauchungs-Kurven, die möglicherweise von der mechanischen

Zwillingsbildung während der Verformung herrühren.

111

0 1020304050607080

-200

-400

-600

-800

-1000

-1200

-1400

-1600

-1800

-2000

-2200

Probenrichtung:

0°

45°

90°

Spannung [MPa]

Stauchung [%]

Bild 6.83: Spannungs-Stauchungs-Kurven der Legierung CuZn20, direkt

stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =0.3 m/s,ϕ=3)

10 15 20 25 30 35 40

-80

-100

-120

-140

-160

-180

Kleinster Wert

Größter Wert

0.2%-Stauchgrenze Rd0.2

[MPa]

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.84: Einfluss des Zinkgehaltes auf die 0.2%-Stauchgrenze der

Strangpressprodukte, 0°-Richtung der Proben

Bild 6.84 zeigt die 0.2%-Stauchgrenzen in 0°-Richtung in Abhängigkeit vom

Zinkgehalt der Messinglegierungen. Die mittlere 0.2%-Stauchgrenze der

Strangpressprodukte nimmt mit dem Zinkgehalt der Legierung kontinuierlich zu.

112

Hochgeschwindigkeitsverformung

Bild 6.85 zeigt die Spannungs-Stauchungs-Kurven der mit verschiedenen

Stauchraten bei RT druckverformten Proben aus stranggepressten CuZn37. Die

Proben stammen alle aus demselben Strangpressprofil, das bei 650°C

Bolzeneinsatztemperatur mit einer Produktgeschwindigkeit von 0.5 m/s und einem

Umformgrad gleich 3 hergestellt wurde. Die Richtung der Druckbeanspruchung

beträgt 0° zur Strangpressachse.

0 1020304050607080

-500

-1000

-1500

-2000 RT, dε/dt =

0.0002 s-1

6.67 s-1

66.67 s-1

Spannung [MPa]

Stauchung [%]

Bild 6.85: Einfluss der Stauchrate auf die Spannungs-Stauchungs-Kurven, RT,

CuZn37, indirekt stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

Mit zunehmender Stauchrate wird die 0.2%-Stauchgrenze größer. Bei einer

Stauchrate von 0.00025 s-1 beträgt die 0.2%-Stauchgrenze Rd0.2 = -125 MPa, bei

einer Stauchrate von 66.67 s-1 ist die Rd0.2 = -255 MPa (Bild 6.86). Bei einer

Stauchrate von 66.67 s-1 tritt eine obere und eine untere Fließgrenze auf. Außerdem

verläuft die Spannungs-Stauchungs-Kurve im Bereich plastischer Verformung

wellenförmig. Die Spannungs-Stauchungs-Kurve der mit 0.00025 s-1 gestauchten

Probe bricht bei geringeren Stauchgraden ab als die anderen Kurven, weil die

servohydraulische Zugmaschine an der Stelle des Versuchs angehalten wurde.

Für plastische Verformungen bis 30% Stauchung verlaufen die Spannungs-

Stauchungs-Kurven gleich. Für über 30% Stauchung liegt bei gleicher Stauchung bei

einer Stauchrate von 6.67 s-1 stets eine größere Spannung vor als bei einer

Stauchrate von 66.67 s-1, was eine stärkere Entfestigung bei einer Stauchrate von

6.67 s-1 im Vergleich zu einer Stauchrate von 66.67 s-1 bedeutet.

113

0 10203040506070

-100

-120

-140

-160

-180

-200

-220

-240

-260

-280

0.2%-Stauchgrenze Rd0.2

[MPa]

Stauchrate [1/s]

Bild 6.86: Einfluss der Dehnrate auf die 0.2%-Stauchgrenze der Strangpressprofile,

CuZn37, Strang1

0 1020304050607080

-200

-400

-600

-800

-1000

-1200

-1400

-1600 300°C, dε/dt =

6.67 s-1

66.67 s-1

Spannung [MPa]

Stauchung [%]

Bild 6.87: Einfluss der Stauchrate auf die Spannungs-Stauchungs-Kurven, 300°C,

CuZn37, indirekt stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

In Bild 6.87 ist der Einfluss der Stauchrate auf die Spannungs-Stauchungs-Kurven

bei 300°C dargestellt. Bei einer Stauchrate von 6.67 s-1 beträgt die Rd0.2 = -150 MPa,

bei einer Stauchrate von 66.67 s-1 ist Rd0.2 = -225 MPa. Bei 300°C und einer

Stauchrate von 66.67 s-1 tritt wie bei RT eine obere und eine untere Fließgrenze auf.

Für plastische Verformungen bis 40% Stauchung verlaufen die Spannungs-

Stauchungs-Kurven gleich, für über 40% Stauchung zeigen die Spannungs-

Stauchungs-Kurven bei einer Stauchrate von 6.67 s-1 erneut eine größere

Entfestigung als bei 66.67 s-1.

114

0 1020304050607080

-500

-1000

-1500

-2000 RT, dε/dt = 6.67 s-1

stranggepresst

nur stranggegossen

Spannung [MPa]

Stauchung [%]

Bild 6.88: Vergleich der Spannungs-Stauchungs-Kurven für CuZn37 stranggegossen

und stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3), RT

In Bild 6.88 wird die Spannungs-Stauchungs-Kurve des Strangpressprofils mit der

des stranggegossenen Anlieferungszustandes verglichen. Die Stauchrate bei den

Druckversuchen betrug 6.67 s-1. Die 0.2%-Stauchgrenze des Stranggusses beträgt

ca. -120 MPa. Für das Strangpressprofil wurde eine 0.2%-Stauchgrenze von

-155 MPa bestimmt.

1.5 2.0 2.5 3.0 3.5 4.0 4.5

-1.4

-1.2

-1.0

-0.8

-0.6

-0.4

Cowper-Symands-Gleichung:

σyd

/σy=1+((dε/dt)/D)1/q

mit q=2.6 und D=288 s-1

ln(σyd

/σy-1) [a.u.]

ln(dε/dt) [a.u.]

Bild 6.89: Bestimmung der Parameter q und D, CuZn37 stranggepresst (Strang 1),

115

In Bild 6.89 werden exemplarisch für die Druckversuche an dem Strangpressprofil mit

unterschiedlichen Stauchraten bei RT die 0.2%-Stauchraten gemäß der linearen

Form der Gleichung von Cowper und Symands dargestellt. Daraus ergeben sich die

Parameter q = 2.6 und D = 288 s-1.

25 300

0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

σ300°C=0.7*σRT

Parameter q

Temperatur [°C]

Bild 6.90: Einfluss der Temperatur auf den Parameter q von CuZn37, indirekt

stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

Bild 6.90 zeigt den Einfluss der Temperatur auf den Parameter q für CuZn37,

stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s, ϕ= 3). Der Parameter q wird mit

Steigerung der Verformungstemperatur größer. Dem Wert q = 2.6 bei RT steht bei

300°C ein Wert q = 3.8 gegenüber.

25 300

100

150

200

250

300 σ300°C=0.7*σRT

Parameter D

Temperatur [°C]

Bild 6.91: Einfluss der Temperatur auf den Parameter D von CuZn37, indirekt

stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

Der Parameter D wird mit Zunahme der Verformungstemperatur kleiner (Bild 6.91).

Bei Raumtemperatur beträgt D = 288 s-1, bei 300°C ist D = 19 s-1.

116

024681012

100

120

140

160

180

200

300°C, dγ/dt=

0.1

10.1

106

Scherspannung τ[MPa]

Scherdehnung γ

Bild 6.92: Scherspannungs-Scherdehnungs-Kurven, 300°C, CuZn37, indirekt

stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

Bild 6.92 zeigt Scherspannungs-Scherdehnungs-Kurven für stranggepresstes

CuZn37 (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ= 3) für verschiedene Scherraten. An den

Kurven wurde die Fließgrenze bei Torsion bestimmt und für die Verformungsraten

von ca. 10 s-1 und 66.67 s-1 (Druck) bzw. 108 s-1 (Torsion) bezogen auf den

entsprechenden Wert bei ca. 10 s-1 dargestellt (Bild 6.93).

0 102030405060708090100110

1.0

1.1

1.2

1.3

1.4

1.5

1.6

Relative Spannung

Verformungsrate [s-1]

Bezogene Fließspannung

bei Druckversuch

bei Torsion (2*τ)

Bild 6.93: Einfluss der Verformungsrate auf die Fließgrenze bei Druck und bei

Torsion, 300°C, CuZn37, indirekt stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,

ϕ=3)

Bei Torsion ist die Zunahme der Fließgrenze mit größer werdender Verformungsrate

bei 300°C Umformtemperatur kleiner als bei Druckverformung. Das Verhältnis der

Fließgrenzen bei Torsion beträgt für die beiden Verformungsraten 10 s-1 und 108 s-1

ca. 1.1, bei Druckverformung für die Stauchraten 6.67 s-1 und 66.67 s-1 ca. 1.55.

117

6.3 Mikrostrukturelle Untersuchungen an kaltgestauchten

Proben

6.3.1 Gefügeuntersuchungen

Lichtmikroskopie

In Bild 6.94 und Bild 6.95 ist das Gefüge einer stranggepressten und im Anschluss

daran kaltgestauchten Probe aus CuZn20 dargestellt. Nach Druckverformung sind

die Körner im Probeninneren quer zur Lastachse gestreckt (Bild 6.94, Mitte). An der

Probenunterseite ähnelt das Gefüge dem Strangpressgefüge (Bild 6.94, links), da

eine Verformung aufgrund der Reibung von Probe zu Auflagefläche nicht möglich

war. Die Randzone im Längsschliff zeigt ebenfalls wie das Probeninnere eine leichte

Streckung der Körner quer zur Lastachse (Bild 6.94, rechts).

Bild 6.94 a: Exemplarische Gefügeaufnahme einer druckverformten Probe, CuZn20,

Strang 10 im Längsschliff; links: Probenunterseite, Mitte: Schnittfläche, rechts:

Randzone

Bild 6.94 b: Schematische Darstellung der einzelnen Zonen im Längsschliff

Im Querschliff hingegen ähneln die Gefüge sowohl der Randzone als auch der

Probenmitte dem Strangpressgefüge (Bild 6.95, links und Mitte). Bei der

sogenannten Zwischenzone der Querschliffe ist das Gefüge so stark verformt, dass

einzelne Körner nicht mehr erkennbar sind und in den Deformationslinien untergehen

(Bild 6.95, rechts).

100 µm 100 µm

100 µm

118

Bild 6.95 a: Exemplarische Gefügeaufnahme einer druckverformten Probe, CuZn20,

Strang 10 im Querschliff; links: Zentrum, Mitte: Randzone, rechts: Zwischenzone

Bild 6.95 b: Schematische Darstellung der einzelnen Zonen im Querschliff

TEM-Untersuchungen

An Proben aus stranggepresstem CuZn37, die anschließend mit 10% bzw. 15%

kaltgestaucht wurden, erfolgten TEM-Untersuchungen. In der mit 10%

kaltgestauchten Probe wurden zahlreiche Σ3(111)-Zwillingskorngrenzen gefunden,

die dem Lochrand der TEM-Probe ein ausgefranstes Erscheinungsbild gaben. Die

Auswertung der Kikuchi-Pattern belegt anhand des Verdrehwinkels von 60° um die

111-Achse, dass es sich um Σ3(111)-Zwillingskorngrenzen handelt (Bild 6.96).

Bild 6.96: CuZn37, stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s,ϕ= 3) und 10%

gestaucht, a) TEM-Aufnahme, Hellfeld, Übersicht des Lochrandes, b) Lage der

gegeneinander verzwillingten Bereiche in der stereographischen Projektion

In Bild 6.97 und Bild 6.98 sind exemplarisch die in der Probe mit 10% Kaltstauchung

gefundenen Versetzungsanordnungen abgebildet.

100 µm 100 µm 100 µm

2 µm

119

Bild 6.97: CuZn37, stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s,ϕ= 3) und 10%

gestaucht, a) TEM-Aufnahme, Hellfeld, gleichmäßig verteilte Versetzungen (gelbe

Linie), vereinzelt „unregelmäßige Versetzungen“ (gelb Pfeil), b) Orientierung des

Korns (Mitte und rechts)

Bild 6.98: CuZn37, stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s,ϕ= 3) und 10%

gestaucht, a) TEM-Aufnahme, Hellfeld, Subkornstrukturen (gelbe Markierung), b)

Orientierung des Korns (Mitte und rechts)

Bild 6.97 zeigt gleichmäßig über das gesamte Korn verteilte Versetzungen, wobei die

Versetzungen im wesentlichen zwei unterschiedlichen Gleitsystemen angehören.

Innerhalb des Netzwerkes aus regelmäßig angeordneten Versetzungen im

Korninneren befinden sich einzelne „unregelmäßige Versetzungen“ (gelber Pfeil).

An einzelnen Probenstellen deutet sich etwas ähnliches wie Subkornstrukturen an

(Bild 6.98). Dabei ist zu berücksichtigen, dass die TEM-Folien durch die starke

Verformung der Probenzustände teilweise verbogen sind. Im Falle von Biegelinien

begünstigt der Kontrast an der Stelle, wo die Probe „abknickt“, die Abbildungen von

Versetzungen.

500 nm

120

In der mit 15% kaltgestauchten Probe liegen persistente Gleitbänder vor

(Bild 6.99 a). In der Vergrößerung (Bild 6.99 b) sind parallele Wände aus

Versetzungen mit kurzen Versetzungssegmenten zu erkennen, zwischen denen in

größerem Abstand einzelne längere Versetzungssegmente zu sehen sind.

a b

Bild 6.99: CuZn37, stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s,ϕ= 3) und 15%

gestaucht, TEM-Aufnahme, Hellfeld, persistente Gleitbänder (PSBs) (links),

Vergrößerung (rechts)

Bild 6.100: CuZn37, stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s,ϕ= 3) und 15%

gestaucht, TEM-Aufnahmen, Hellfeld, ungleichmäßige Anordnung von Versetzungen

und Bildung von Versetzungswänden

Darüber hinaus bilden sich in der mit 15% kaltgestauchten Probe Muster aus

unregelmäßigen Versetzungen, die in Versetzungswänden angehäuft sind

(Bild 6.100).

500 nm 500 nm

121

Texturanalysen

Nach der Kaltstauchung besitzen die α- Messinglegierungen eine <110>-Textur der

α-Phase, die je nach Legierung und Strangpressparameter des Strangpressprofils,

der die Druckproben entnommen wurden, unterschiedlich stark ist. In Bild 6.101 ist

exemplarisch die Polfigur einer kaltgestauchten Probe aus CuZn10 dargestellt.

Bild 6.101: CuZn10, α-Phase, 110-Reflex, indirekt stranggepresst (TBolz =700°C,

vStrang = 0.4 m/s, ϕ= 3) und 50% kaltgestaucht

Bei CuZn10 wird die Stauchtextur mit zunehmendem Umformgrad kontinuierlich

größer. Bild 6.102 zeigt exemplarisch die ϕ- Schnitte (s. Abschnitt 5.10) durch die

110-Polfiguren unterschiedlich stark verformter Druckproben. Das Strangpressprofil,

aus dem die Druckproben entnommen wurden, wurde bei einer

Bolzeneinsatztemperatur TBolz = 700°C mit einer Produktgeschwindigkeit vStrang=0.4

m/s und einem Umformgrad ϕ= 3 hergestellt.

0 1020304050607080

15%

40%

50%

Stauchung

Relative Intensität [a.u.]

Neigungswinkel ψ[°]

Bild 6.102: CuZn10, α-Phase, Schnitte durch die 110-Polfigur, indirekt strangge-

presst (TBolz = 700°C, vStrang= 0.4 m/s, Umformgrad ϕ= 3) und maximal bis zu 50%

kaltgestaucht

122

0 102030405060708090

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8

2.0

Neigungswinkel ψ[°]

Relative Intensität [a.u.]

15%

40%

50%

Stauchung

Bild 6.103: CuZn10, α-Phase, 111-Reflex, indirekt stranggepresst (TBolz =700°C,

vStrang =0.4 m/s,ϕ= 3) und maximal 50% kaltgestaucht

Der 111-Reflex der αPhase besitzt unter einem Inklinationswinkel ψ= 35° ein

Intensitätsmaximum (Bild 6.103). Bei CuZn20 entwickelt sich nicht in allen

druckverformten Proben eine <110>-Stauchtextur. In Strang 11 beispielsweise

beträgt der maximale Texturindex der {110} - Netzebenenschar ca. 1.5, wobei der

{110} - Texturpol ca. 10° zur Strangpressachse geneigt ist (Bild 6.104).

0 102030405060708090

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

TBolz = 650°C,vStrang = 0.5 m/s, ϕ= 3

TBolz = 750°C, vStrang = 0.5 m/s, ϕ= 3

TBolz = 700°C, vStrang = 1 m/s, ϕ= 3.9

Relative intensität [a.u.]

Neigungswinkel ψ[°]

Bild 6.104: CuZn20, α-Phase, 110-Reflex, indirekt stranggepresst und 40%

kaltgestaucht

Gleichzeitig zeigt der Intensitätsverlauf der {111}-Netzebenenschar in Abhängigkeit

vom Inklinationswinkel ein Doppelmaximum bei ψgleich 25° und 45°. Dieses

Doppelmaximum ist bei CuZn37 deutlicher ausgeprägt als bei CuZn20 (Bild 6.105),

beispielsweise zeigt CuZn37, das bei einer Bolzeneinsatztemperatur TBolz =650°C

mit vStrang = 0.5 m/s ϕ= 3 hergestellt wurde, nach 20% und 25% Kaltstauchung keine

ausgeprägte <110>-Stauchtextur. In den Druckproben hat sich nach 20% Stauchung

ein {111} - Texturpol unter ψ= 20° sowie unter ψ= 45° ausgebildet. Nach 25%

Stauchung liegt ein einzelnes Maximum unter ψ= 30° vor (Bild 6.105).

123

0 1020304050607080

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8

2.0

10%

20%

25%

Stauchung

Relative Intensität [a.u.]

Neigungswinkel ψ[°]

Bild 6.105: CuZn37, α-Phase, 111-Reflex, indirekt stranggepresst (TBolz =650°C,

vStrang = 0.5 m/s, ϕ= 3) und maximal 25% kaltgestaucht

Nach ca. 50% Stauchung hat sich sowohl in CuZn10 als auch in CuZn37 eine

<110>-Stauchtextur eingestellt, wobei die <110>-Stauchtextur in CuZn37 deutlich

schwächer als in CuZn10 ist.

Bild 6.106: Polfiguren, CuZn10, stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,

ϕ= 3) und ca. 50% kaltgestaucht, 90°-Belastungsrichtung

Die röntgenographisch bestimmten Polfiguren der 90°-Probe aus CuZn10 zeigt

Bild 6.106. Der Texturindex der <110>-Stauchtextur beträgt 4.2. Für die <110>-

Stauchtextur von CuZn37 wurde ein Texturindex von 2.5 bestimmt (Bild 6.107).

Bild 6.107: Polfiguren, CuZn37, stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,

ϕ= 3) und ca. 50% kaltgestaucht, 0°-Belastungsrichtung

124

6.3.2 Makro- und Mikroeigenspannungen

Bild 6.108 zeigt exemplarisch die sin2ψ-Verläufe für verschiedene Reflexe der α-

Phase einer 25% druckverformten Probe, die in 0°-Richtung aus einem

Strangpressprofil aus CuZn37 entnommen wurde (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,

ϕ=3). Bei sin

2ψ= 0 steht der Beugungsvektor senkrecht auf der Querschnittsfläche

der Druckprobe und wird mit zunehmendem Neigungswinkel in die Querschnitts-

fläche hineingekippt.

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9

3.689

3.690

3.691

3.692

3.693

3.694

3.695

3.696

3.697

111-Reflex

222-Reflex

200-Reflex

311-Reflex

220-Reflex

Gitterparameter a [A]

sin2ψ

Bild 6.108: sin2ψ-Verlauf einer druckverformten Probe aus CuZn37, α-Phase, 0°-

Richtung, indirekt stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

Bei den sin2ψ-Verläufen der druckverformten Proben aus CuZn37 treten

reflexabhängige Steigungen der sin2ψ-Verläufe auf, wobei die Auswertung

unterschiedlicher Reflexe der α-Phase dem Vorzeichen und dem Betrag nach

unterschiedliche Eigenspannungen liefert. Einen positiven Anstieg besitzen die

sin2ψ-Geraden des 200- und des 311-Reflexes der α-Phase, einen negativen Anstieg

die sin2ψ-Geraden des 111- und des 220-Reflexes der α-Phase. Die sin2ψ-

Auswertung der Messungen am 111-Reflex der α-Phase liefert somit stets besonders

große positive Radial- und Tangentialeigenspannungen in der Mitte des

Strangpressquerschnitts, die sin2ψ-Auswertung der Messungen am 220-Reflex α-

Phase stets große Druckeigenspannungen in Radial- und Tangentialrichtung. Mittels

der sin2ψ-Auswertung wurden beispielsweise für die indirekt stranggepresste

(TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ= 3) und anschließend 25% gestauchte Probe aus

CuZn37 in der Querschnittsmitte Radial- bzw. Tangentialeigenspannungen

σ111 = -20 MPa für den 111-Reflex und σ200 = 100 MPa für den 200-Reflex der α-

Phase bestimmt.

125

0246810121416

-100

-50

100

150

CuZn37, Kern, α-Phase

200-Reflex

220-Reflex

Eigenspannungen [MPa]

Stauchung [%]

Bild 6.109: Eigenspannungen nach Kaltstauchung, CuZn37, α-Phase, 200- und 220-

Reflex (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s,ϕ=3)

Bild 6.109 zeigt für CuZn37, das indirekt stranggepresst (TBolz =700°C,

vStrang =0.3m/s,ϕ= 3) und anschließend druckverformt wurde, die Entwicklung der

mittels sin2ψ-Auswertung des 200- und des 220-Reflexes der α-Phase bestimmten

Eigenspannungen mit zunehmender Stauchung. Die anfänglichen Druckspannungen

in beiden Kristallitgruppen gehen bei Kaltstauchung für den α200-Reflex in

Zugeigenspannungen über, an dem α220-Reflex werden durchgängig

Druckeigenspannungen bestimmt. Dem Betrag nach sind die Eigenspannungen nach

10% Stauchung am größten und liegen für 15% Stauchung geringfügig unterhalb der

bei 10% Stauchung bestimmten Eigenspannungen.

Außerdem treten in den sin2ψ-Verläufen der kaltgestauchten Proben Nichtlinearitäten

auf, wobei sich die Verläufe je nach Reflex der α-Phase charakteristisch

unterscheiden. Die sin2ψ-Verläufe des 111- und des 222-Reflexes der α-Phase

zeigen beispielsweise regelmäßige Oszillationen um eine gedachte Gerade, die in

den „Nulldurchgängen“ geschnitten wird. Diese "Nulldurchgänge" liegen u.a. bei

sin2ψ=0.6 bzw.ψ= 50°.

126

6.3.3 Röntgenographische Linienprofilanalysen

Nach dem Strangpressen und anschließender Druckverformung bei RT besitzen die

Werkstoffe eine kleinere Domänengröße als im stranggepressten Zustand. In dem

Strangpressprofil aus CuZn37, das bei einer Bolzeneinsatztemperatur TBolz =650°C

mit vStrang = 0.5 m/s und ϕ= 3 hergestellt wurde, beträgt die Domänengröße ca.

500 Angström. Nach anschließender Druckverformung wurde eine Domänengröße

von 280 Angström ermittelt. Für indirekt stranggepresstes CuZn20 (TBolz =650°C,

vStrang =0.5m/s, ϕ= 3) ist die Domänengröße nach dem Strangpressen gleich

380 Angström, nach Strangpressen und anschließender Druckverformung gleich

280 Angström.

Die Mikrodehnungen werden mit der Druckverformung größer. In CuZn37

beispielsweise, das bei TBolz = 650°C mit vStrang = 0.5 m/s und ϕ= 3 indirekt

stranggepresst wurde, liegen Mikrodehnungen von ca. 0.005 vor, nach der

Druckverformung des stranggepressten Zustandes sind die Mikrodehnungen gleich

0.007.

0.80

0.85

0.90

0.95

1.00

0 102030405060

100

200

300

400

500

600

700

Domänengröße

Relative Halbwertsbreite

Domänengröße [A]

Inklinationswinkel ψ[°]

Halbwertsbreite

Bild 6.110: Domänengröße in Abhängigkeit vom Neigungswinkel ψ, CuZn37, α-

Phase, 222-Reflex, indirekt stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

und 25% gestaucht

127

0.80

0.85

0.90

0.95

1.00

0 102030405060

0.001

0.002

0.003

0.004

0.005

0.006

0.007

0.008

0.009

0.010

0.011

0.012

Mikrodehnung

Relative Halbwertsbreite

Mikrodehnung

Inklinationswinkel ψ[°]

Halbwertsbreite

Bild 6.111: Mikrodehnungen in Abhängigkeit vom Neigungswinkel ψ, CuZn37, α-

Phase, 222-Reflex, indirekt stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

und 25% gestaucht

Aufgrund der Ausrichtung der Subkörner senkrecht zur Stauchachse in den

druckverformten Proben nehmen die Domänengrößen mit größer werdendem

Inklinationswinkel ψzu (Bild 6.110). Die Mikrodehnung ist bei sin2ψgleich 0 bzw. ψ

gleich 0° größer als in den anderen Probenrichtungen und nimmt mit zunehmendem

Inklinationswinkel tendenziell ab (Bild 6.111).

0.80

0.85

0.90

0.95

1.00

0 102030405060

0.004

0.005

0.006

0.007

0.008

0.009

0.010

Zwillinge

Relative Halbwertsbreite

Zwillingswahrscheinlichkeit TP [a.u.]

Inklinationswinkel ψ[°]

Halbwertsbreite

Bild 6.112: Zwillingswahrscheinlichkeit in Abhängigkeit vom Neigungswinkel ψ,

CuZn37, α-Phase, 222-Reflex, indirekt stranggepresst (TBolz =650°C,

vStrang =0.5m/s,ϕ= 3) und 25% gestaucht

Die röntgenographisch ermittelte Zwillingswahrscheinlichkeit ist unter Inklinationswin-

keln zwischen ψ= 0° - 10° bzw. ψ= 20° - 30° besonders groß (Bild 6.112).

128

6.3.4 Plastische Anisotropie - Richtungsabhängigkeit der

Fließgrenze und der Verfestigung

Bei sämtlichen Strangpressprodukten unterscheidet sich die 0.2%-Stauchgrenze in

den verschiedenen Richtungen im Strangpressprodukt. In Bild 6.113 sind am Beispiel

der Strangpressprodukte aus CuZn20 die verschiedenen Richtungsabhängigkeiten

dargestellt, die in den Strangpressprodukten auftreten.

04590

-100

-110

-120

-130

-140

-150

-160

-170 700°C, 0.5 m/s, ϕ= 3

650°C, 0.5 m/s, ϕ= 3

700°C, 0.4 m/s, ϕ= 3

0.2 % Stauchgrenze Rd0.2

[MPa]

Richtung der Druckproben [°]

Bild 6.113: Richtungsabhängigkeit der 0.2%-Stauchgrenze der Strangpressprodukte

aus CuZn20

Im Fall von CuZn20 mit TBolz = 650°C, vStrang = 0.5 m/s und ϕ= 3 wurde die maximale

Stauchgrenze in 45°-Richtung bestimmt. Für CuZn20 mit TBolz =700, v

Strang =0.5m/s

und ϕ= 3 nimmt die Stauchgrenze von 0° über 45° zu 90° kontinuierlich zu, für

CuZn20 mit TBolz = 700°C, vStrang = 0.4 und ϕ= 3 wird die Stauchgrenze gerade mit

zunehmendem Winkel zwischen der Stauchachse und der Strangpressachse kleiner.

Die richtungsabhängigen Unterschiede der 0.2%-Stauchgrenze betragen zwischen

10 MPa und 50 MPa.

5 10152025303540

0.95

1.00

1.05

1.10

1.15

1.20

1.25

1.30

1.35

Kleinster Wert

Größter Wert

Mittlerer r-Wert rquer

Zn-Gehalt [Gew.-%]

Bild 6.114: Einfluss des Zinkgehaltes auf die mittlere plastische Anisotropie der

Strangpressprodukte

129

Bild 6.114 zeigt den mittleren r-Wert in Abhängigkeit vom Zinkgehalt der

Strangpressprodukte. Dargestellt sind jeweils der größte und der kleinste an Proben

derselben Legierung mit ungefähr gleichen Stauchgraden bestimmte mittlere r-Wert.

Bei den meisten Proben aus CuZn37 beträgt der Stauchgrad um die 30%, die hier

betrachteten Proben aus CuZn10 und CuZn20 wurden bis zu ungefähr 60%

gestaucht.

Im Rahmen der Fehlergenauigkeit verändert sich der größte an den Proben

bestimmte Wert für die mittlere plastische Anisotropie wenig mit dem Zinkgehalt. Bei

CuZn37 beträgt der größte Wert der mittleren plastischen Anisotropie ca. 1.17, für

CuZn10 und CuZn20 ungefähr 1.22. Tendenziell wird jedoch der mittlere r-Wert mit

zunehmendem Zinkgehalt kleiner. Einem Wert von 1 für die kleinste mittlere

plastische Anisotropie bei CuZn37 steht ein Wert von ca. 1.12 für die kleinste mittlere

plastische Anisotropie bei CuZn10 gegenüber.

04590

0.85

0.90

0.95

1.00

1.05

1.10

1.15

1.20

1.25

1.30

1.35

1.40

1.45

r-Wert

Richtung [°]

CuZn10, 650°C, 0.5 m/s, ϕ= 3

CuZn20, 700°C, 0.4 m/s, ϕ= 3

CuZn37, 650°C, 0.5 m/s, ϕ= 3

Bild 6.115: Richtungsabhängigkeit des Lankford-Parameters, CuZn10, CuZn20 und

CuZn37, indirekt stranggepresst und kaltgestaucht

In Bild 6.115 sind die in den Strangpressprofilen auftretenden Richtungsabhängigkei-

ten des r-Wertes dargestellt. Unter 45° tritt jeweils ein Maximum auf, während der

Lankford-Parameter senkrecht zur Strangpressachse je nach Strang zwischen dem

Wert der 0°- und der 45°-Richtung liegt. In Strang 9 beispielsweise unterscheiden

sich r45° und r90° nicht signifikant.

130

1E-4 1E-3 0.01 0.1 1 10 100

0.90

0.95

1.00

1.05

1.10

1.15

1.20

1.25

1.30

1.35

1.40

1.45 RT

300°C

r-Wert in 0°-Richtung r0°

Stauchrate [s-1]

Bild 6.116: Einfluss der Dehnrate und der Temperatur auf die plastische Anisotropie

bei Stauchung, CuZn37, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =0.5m/s,

ϕ=3) und druckverformt

In Bild 6.116 ist der Lankford-Parameter r0° der Druckproben für RT und 300°C

Versuchstemperatur in Abhängigkeit von der Stauchrate dargestellt. Je größer die

Stauchrate ist, desto kleiner wird der r-Wert. Bei 0.00025 s-1 Dehnrate beträgt für RT

r0° = 1.32 und bei einer Dehnrate von 66.67 s-1 ist r0° = 1.07. Die entsprechenden r-

Werte für 300°C Versuchstemperatur sind jeweils kleiner als diejenigen, die bei RT

ermittelt wurden.

131

7 Diskussion der Versuchsergebnisse

7.1 Gefüge der Stranggussbolzen

Entstehung des Stranggussgefüges

Im Vergleich zum Gefüge einer Knetlegierung sind Gussgefüge relativ grobkörnig.

Während die Körner im Stranggussgefüge über 20 mm groß sind, stellen sich in den

Strangpressprodukten je nach Legierung und Strangpressparametern Korngrößen

zwischen 10 µm und 80 µm ein.

Beim Stranggießen von Messinglegierungen bestimmt u.a. der Temperaturverlauf in

der Kokille das Gussgefüge. Da der Rand schneller erstarrt als die Gussstrangmitte,

ist das Korn in der Mitte tendenziell größer als am Rand des Gussblocks, was sowohl

bei CuZn10 als auch bei CuZn37 zutrifft (Bild 6.1).

Darüber hinaus ist der Gussblock aus CuZn10 jedoch im Querschnitt sehr viel

homogener als bei CuZn37, das ein ausgeprägtes Blockgefüge mit einem

Randbereich, einer Übergangszone und einem Kernbereich besitzt. Ursache dafür

ist, dass CuZn37 stärker als CuZn10 zur Seigerung neigt. Die daraus resultierenden

Konzentrationsunterschiede zwischen fest und flüssig sowie in der Schmelze

beeinflussen die Gefügeausbildung. Am Rand bewirkt die exogene Erstarrung an der

Kokillenwand die Bildung von zellförmigen Kristalliten. Diejenigen Kristallite, die

aufgrund ihrer Orientierung energetisch begünstigt sind, hemmen das Wachstum der

anderen Körner. Infolge der Anreicherung des Zink vor der Erstarrungsfront wird die

Schmelze konstitutionell unterkühlt, so dass sich in der Übergangszone Dendriten

bilden. Da in der Blockmitte sehr geringe lokale Erstarrungsgeschwindigkeiten

vorliegen, sind dort die Körner besonders groß.

Bedeutung der α/β-Phasenumwandlung für das Stranggussgefüge

Die Konzentrationsunterschiede zwischen der Schmelze und dem gerade erst

erstarrten Festkörper sind bei CuZn40Pb2 kleiner als bei CuZn10 und CuZn20 und

CuZn37 (Bild 2.1). Außerdem besitzt das Zink in der β-Phase einen größeren

Diffusionskoeffizienten besitzt als in der α-Phase, weil letztere dichter gepackt ist.

Aus diesen Gründen neigt CuZn40Pb2 weniger zur Seigerung als die in dieser Arbeit

untersuchten α- und Near-α-Legierungen. Der vorangehende Vergleich des

Stranggussgefüges von CuZn10 und CuZn37 lässt daher vermuten, dass die

geringen Seigerungen zur relativ großen Homogenität des Gussblocks aus

CuZn40Pb2 beitragen.

In Metallen wie beispielsweise α/β-Messinglegierungen, die bei der Abkühlung aus

der Schmelze eine Mehrfachphasenumwandlung durchlaufen, bewirkt die Multiplizität

der Phasenumwandlung, dass sich im Vergleich zu Werkstoffen, bei denen während

132

der Abkühlung keine fest-fest-Phasenumwandlung stattfindet, i.a. ein homogeneres

Gefüge mit kleineren Körner einstellt.

Die β-α-Phasenumwandlung ist als Ursache für ein feineres Korn in CuZn40Pb2 im

Vergleich zu den im Rahmen dieser Arbeit untersuchten α- und Near-α-

Messinglegierungen unwahrscheinlich, denn bei der α-γ-Phasenumwandlung von

Stählen, bei der ebenfalls das krz-Gitter in ein kfz-Gitter umgewandelt wird, konnte

bislang keine Kornverfeinerung beobachtet werden. Deshalb ist anzunehmen, dass

bereits bei der Erstarrung der Schmelze in der β-Phase durch eine entsprechend

große Keimdichte ein feineres Korn entsteht als bei der Erstarrung von CuZn10,

CuZn20 und CuZn37. Weiterhin trägt das elementar ausgeschiedene Blei zu einem

feineren Korn in CuZn40Pb2 bei, da es auf den Korngrenzen ausgeschieden wurde

und deren Wandern während des Kornwachstum behindert.

Textur in den Stranggussblöcken

In der α-Phase der Stranggussbolzen wurde eine {100}-Textur gefunden (Bild 6.6)

und in der β-Phase der Stranggussbolzen eine {110}-Textur (Bild 6.7), wobei der

{100}-Texturpol der α-Phase zur Bolzenachse geneigt ist. Die Textur der

Stranggussblöcke ist typisch für Gussgefüge /Wassermann1962/ und wird dadurch

verursacht, dass die Grenzflächenenergie im Kristall anisotrop ist.

Das Gießen ist ein Verfahren nahe dem thermischen Gleichgewicht. Deshalb

entstehen bei der Erstarrung bevorzugt Oberflächen niedriger Oberflächenenergie.

Diese gerichtete Erstarrung resultiert makroskopisch in einer {100}-Textur in der α-

Phase und einer {110}-Textur in der β-Phase, wobei die Texturpole in

Erstarrungsrichtung orientiert sind.

133

Bild 7.1: Erstarrungsfront beim Stranggießen /Steinrück2005/

Die Temperaturführung beim Stranggießen führt zur Ausbildung einer

trichterförmigen Erstarrungsfront in der Kokille (Bild 7.1), weshalb der {100}-Pol der

α-Phase ca. 45° zur Längsachse des Gussblocks geneigt ist.

In CuZn40Pb2 kann die α/β-Phasenumwandlung während des Abkühlens ebenfalls

zur Textur der α-Phase beitragen. Gemäß /Wassermann1962/ ist für die α/β-

Phasenumwandlung eine {110}-Textur in der α-Phase charakteristisch. Im Rahmen

des im Gussgefüge aus dem groben Korn resultierenden Messfehlers gibt es jedoch

keinen Hinweis auf eine solche {110}-Textur.

134

7.2 Strangpressen der Messinglegierungen

7.2.1 Strangpressparameter

Bedeutung der Kraftüberhöhung beim Strangpressen

Das Strangpressen der Messinglegierungen ist eine Warmumformung, bei der die

Rekristallisationstemperatur der im Rahmen der vorliegenden Arbeit untersuchten

Legierungen überschritten wird. Dynamische Rekristallisation in der α-Phase führt

zur Ausbildung eines lokalen Maximums in der Kraft-Weg-Kurve, da die

Rekristallisation erst nach einer Inkubationszeit einsetzt und daraufhin die

notwendigen Umformkräfte abnehmen. Das Kraftmaximum äußert sich beim

Warmstrangpressen der Messinglegierungen als Kraftüberhöhung zu Beginn des

Strangpressens (Bild 6.8 und Bild 6.9). Man geht davon aus, dass bei auftretender

Rekristallisation zu einem beliebigen Zeitpunkt des Umformprozesses verschiedene

Gefügeanteile gleichzeitig vorliegen, die sich wesentlich in Anteil, Korngröße und

Verfestigungsgrad unterscheiden und dementsprechend auf die

Materialeigenschaften auswirken (Bild 7.2). Das gilt prinzipiell sowohl für statische als

auch für dynamische Gefügeveränderungen /Bate2003/.

Bild 7.2: Kraftüberhöhung durch a) dynamische Rekristallisation (DRX) und b)

Einformung des dendritischen Gefüges in rundliche Körner /Bate2003/

Aus der anteilig gewichteten Summe der Fließspannungen aller zu einem Zeitpunkt

des Umformprozesses vorliegenden Gefügeanteile berechnet sich die

Gesamtfließspannung des Gefügeverbundes zu jedem Zeitpunkt des

Strangpressvorganges, woraus die entsprechende Form der Kraftüberhöhung folgt.

Speziell im Falle der ausgeprägten Stranggussgefüge von CuZn10 und CuZn20

findet zu Beginn des Strangpressens die Einformung der dendritischen Körner vom

Stranggießen in rundliche Körner statt /Bate2003/, die einen geringeren

Umformwiderstand besitzen und deshalb ebenfalls zur Entstehung der

Kraftüberhöhung beim Strangpressen beitragen. Diese spezielle Form der

„Rekristallisation“ wird im weiteren Verlauf des Strangpressens von der zuvor

135

genannten dynamischen Rekristallisation überlagert, so dass sie sich in einer

gemeinsamen Kraftüberhöhung äußern.

Das doppelte Maximum beim Strangpressen von CuZn37 (Bild 6.9) deutet darauf hin,

dass auf der Basis zweier unterschiedlicher, zeitlich nachfolgender Prozesse

dynamische Rekristallisation initiiert wird. Bei der Legierung liegen die

Bolzeneinsatztemperaturen nahe der Trennlinie zwischen dem α-Phasenraum und

dem α+β-Phasenraum, so dass während des Warmstrangpressens Umwandlungen

zwischen den beiden Phasenräumen stattfinden können. Gemäß /Hennaut1984/

kann die Rekristallisation in der α-Phase von α/β-Messung außerdem mit einer

Verringerung der β-Phase einhergehen (Bild 7.3).

Bild 7.3: Rekristallisation in α/β-Messing durch Hineinwachsen der rekristallisierten α-

Phase in die β-Phase /Mäder1981/

Das bedeutet, dass sich das erste Maximum beim Strangpressen von CuZn37 auf

eine durch mit der β-α-Phasenumwandlung einhergehenden Rekristallisation der α-

Phase zurückführen lässt. Daran schließt sich aufgrund der dynamischen

Rekristallisation innerhalb der vorher gebildeten bzw. bereits vorhandenen α-Phase

das zweite Kraftmaximum an. Die spitze Form der ersten Kraftüberhöhung im

Vergleich zum zweiten Kraftmaximum kann damit plausibel erklärt werden, dass im

Vergleich zum Rekristallisationsintervall der α-Phase das Temperatur- und somit

auch das Zeitintervall der mit Rekristallisation einhergehenden α/β-

Phasenumwandlung der Near-α-Legierung CuZn37 relativ klein ist.

Einfluss des Zinkgehaltes auf die Strangpresskräfte

Mit zunehmendem Zinkgehalt werden die für das Strangpressen der

Messinglegierungen mit vergleichbaren Strangpressparametern erforderlichen

spezifischen Pressdrücke kleiner (Bild 6.14). Bei CuZn10 und CuZn20 sind die

Unterschiede im Vergleich zu CuZn37 und CuZn40Pb2 gering, wobei sich vor allen

Dingen die minimalen auftretenden spezifischen Pressdrücke für die beiden

Legierungen unterscheiden. Gleichzeitig nimmt die maximale Stärke der <uvw>{100}-

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen von

CuZn10 über CuZn20 nach CuZn37 kontinuierlich zu (Bild 6.51). Die <uvw>{100}-

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen entsteht

durch eine Kombination von plastischer Verformung und Rekristallisation. Da mit

zunehmendem Zinkgehalt die Messinglegierungen einerseits stärker verfestigen

136

/Dies1967/ und andererseits Erholungsvorgänge benachteiligt werden

/Gottstein1998/, ist die Rekristallisation in CuZn20 im Vergleich zu CuZn10

begünstigt und führt zu etwas geringeren spezifischen Presskräften als in CuZn10.

CuZn37 enthält einen geringen Anteil der krz β-Phase, die eine bessere

Warmumformbarkeit besitzt als die α-Phase. Ursache dafür ist, dass weniger

Verfestigung als in der α-Phase stattfindet. Sobald beim Strangpressen von CuZn37

die Gleichgewichtstemperatur der α/β-Phasenumwandlung erreicht wird, nimmt der

ursprüngliche Gehalt der β-Phase in CuZn37 zu. Bei CuZn37 beträgt die

Phasenumwandlungstemperatur ca. 700°C. Aufgrund des, wenn auch geringen,

Anteils der β-Phase in CuZn37 sind die spezifischen Presskräfte beim Strangpressen

von CuZn37 wesentlich geringer als beim Strangpressen von CuZn10 und CuZn20.

CuZn40Pb2 enthält wesentlich mehr β-Phase als CuZn37, bis zu 30 Vol.-%, so dass

die spezifischen Presskräfte zum Strangpressen der α/β-Legierung signifikant kleiner

sind als beim Strangpressen der α- und der Near-α-Legierungen.

Einfluss des Strangpressverfahrens auf die Strangpresskräfte

Am Beispiel von CuZn40Pb2 wurde das indirekte und das direkte Strangpressen

verglichen. Während beim indirekten Strangpressen von CuZn40Pb2 maximale

spezifische Pressdrücke von 300 MPa aufgetreten sind (Bild 6.14), betrug der

spezifische Pressdruck beim direkten Strangpressen von CuZn40Pb2 mit einer

Bolzeneinsatztemperatur gleich 610°C zu Beginn des Pressvorganges 350 MPa und

erreichte gegen Ende des Strangpressens einen Wert von 325 MPa (Bild 6.22).

Unter sonst gleichen Bedingungen wie Bolzeneinsatztemperatur und Umformgrad

erfordert folglich das direkte Strangpressen der Messinglegierung größere Kräfte als

das indirekte Strangpressen. Ursache dafür ist, dass beim direkten Strangpressen im

Gegensatz zum indirekten Strangpressen infolge der Relativbewegung zwischen

dem Bolzen und der Containerwand signifikante Reibkräfte auftreten. Die Größe der

Kontaktfläche zwischen dem Bolzen und der Containerwand verringert sich während

des Strangpressen jedoch kontinuierlich. Dadurch nehmen die Reibkraft und folglich

auch die Gesamtkraft ab. Aus der Überlagerung der Matrizenkraft und der sich

kontinuierlich veränderten Reibkraft beim direkten Strangpressen resultiert somit ein

Kraftverlauf der Strangpresskraft mit einem lokalen Kraftmaximum zu Beginn des

Strangpressens und im Anschluss daran stetig abnehmender Gesamtkraft.

Gegen Ende des Pressvorganges beträgt die spezifische Presskraft ca. 325 MPa,

was immer noch über der spezifischen Presskraft beim indirekten Strangpressen mit

600° Bolzeneinsatztemperatur liegt. Der entsprechende Wert der spezifischen

Presskraft ist gleich 300 MPa. Die Matrizenkraft ist demzufolge beim direkten

Strangpressen größer als beim indirekten Strangpressen. Gleichzeitig unterscheidet

sich der Materialfluss beim direkten Strangpressen und beim indirekten

Strangpressen aufgrund der unterschiedlichen Reibkräfte, so dass aufgrund eines

137

inhomogeneren Materialflusses im Vergleich zum indirekten Strangpressen beim

direkten Strangpressen größere lokale Fließkräfte auftreten als beim indirekten

Strangpressen und die größeren spezifischen Presskräfte bewirken.

Da die Reibkräfte beim direkten Strangpressen sowohl vom Containerdurchmesser

als auch von der Bolzenlänge des zu verpressenden Blocks abhängen, sind die

Ergebnisse des direkten Strangpressens anders als diejenigen des indirekten

Strangpressens nicht auf andere Strangpressanlagen übertragbar. Aus diesem

Grund wurden die Strangpresskräfte beim direkten Strangpressen nicht in

spezifische Pressdrücke umgerechnet.

Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf die Strangpresskräfte

Mit zunehmender Bolzeneinsatztemperatur beim Strangpressen werden die

erforderlichen spezifischen Pressdrücke kleiner, da bei höheren Temperaturen

Erholungsvorgänge begünstigt werden und eine geringere Verfestigung stattfindet.

Während bei CuZn10, CuZn20 sowie CuZn40Pb2 der Zusammenhang zwischen

Temperatur und spezifischem Pressdruck nahezu linear ist, bewirkt bei CuZn37 die

Zunahme der Bolzeneinsatztemperatur von 700°C auf 750°C eine wesentlich

stärkere Reduzierung des spezifischen Pressdrucks als die Veränderung von 650°C

auf 700°C (Bild 6.16). Der spezifische Pressdruck sinkt um 120 MPa, wenn die

Bolzeneinsatztemperatur von 700°C auf 750°C erhöht wird. Die Erhöhung der

Bolzeneinsatztemperatur von 650°C auf 700°C führt lediglich zu einer Verringerung

des spezifischen Pressdrucks um 50 MPa. Ursache dafür ist, dass bei Temperaturen

ab ca. 700°C die Legierung CuZn37 den α-β-Zweiphasenraum berührt. Während der

Umformung bei 750°C Bolzeneinsatztemperatur liegt wesentlich mehr gut

warmumformbare β-Phase vor als bei 650°C und 700°C Bolzeneinsatztemperatur, so

dass die Umformkräfte signifikant reduziert werden.

Beim direkten Strangpressen trägt außerdem die Verringerung der Reibkraft mit

zunehmender Bolzeneinsatztemperatur zur Reduzierung der Presskräfte bei

(Bild 6.25). Mit zunehmender Temperatur lassen sich die Mikrokontakte zwischen

dem Bolzen und dem Container leichter lösen, was die Verringerung der Reibkraft

erklärt.

Einfluss des Umformgrades auf die Strangpresskräfte

Die Erhöhung des Umformgrades beim Strangpressen bewirkt eine Zunahme der

spezifischen Presskraft, da im Werkstoff stärkere Verfestigung stattfindet. Alle

untersuchten Legierungen bis auf CuZn37 zeigen eine lineare Beziehung zwischen

dem logarithmischen Umformgrad und dem spezifischen Pressdruck.

Bei CuZn37 beträgt der spezifische Pressdruck bei einem Umformgrad gleich 3.9 ca.

550 MPa ist damit signifikant größer, als ein linearer Anstieg mit dem Umformgrad

erwarten ließe (Bild 6.19). Gleichzeitig ist in derselben Legierung mit dem

138

Umformgrad gleich 3.9 der Anteil der α-Phase nach dem Strangpressen nahezu

gleich 100% und im Vergleich zu den anderen Strangpressprofilen aus CuZn37

maximal (Bild 6.31). Aufgrund des Temperaturprofils während des Strangpressens

/Holler2003/ findet die Phasenumwandlung vom α/β-Phasenraum zum α-

Phasenraum während des Durchtritts des Werkstoffs durch die Matrize statt und

nicht nach dem Pressvorgang während des Abkühlens. Deshalb muss in dem mit

einem Umformgrad gleich 3.9 gepressten Bolzen aus CuZn37 bereits während des

Strangpressens ein größerer Anteil der α-Phase vorgelegen haben als in den

anderen Profilen aus CuZn37. Der große Anteil an der α-Phase ist verantwortlich

dafür, dass beim Strangpressen mit ϕ= 3.9 im Vergleich zu den anderen

Strangpressversuchen mit CuZn37 besonders große spezifische Pressdrücke

aufgetreten sind.

Einfluss der Produktgeschwindigkeit auf die Strangpresskräfte

Mit zunehmender Verformungsgeschwindigkeit nimmt die Verfestigung in den

metallischen Werkstoffen grundsätzlich zu /Gottstein1998/. Bei allen Legierungen bis

auf CuZn37 ist jedoch die Veränderung des Umformwiderstandes beim

Strangpressen mit der Produktgeschwindigkeit nur geringfügig, beispielsweise

variiert der Umformwiderstand bei CuZn20, das mit einer Bolzeneinsatztemperatur

gleich 700°C gepresst wurde, in Abhängigkeit von der Produktgeschwindigkeit um

ca. 10 MPa (Bild 6.20). Ursache dafür ist die lediglich geringe Verfestigung des

Kupfers und der Messinglegierungen bei plastischer Verformung, die sich unter

anderem in sehr dicht beieinander liegenden Spannungs-Stauchungs-Kurven

oberhalb der Fließgrenze für 5 Zehnerpotenzen variierende Stauchraten äußert

(Bild 6.85).

Der Umformwiderstand beim Strangpressen von CuZn37 zeigt unter gleichen

Versuchsbedingungen Unterschiede bis zu 40 MPa. Bei einer Produktgeschwindig-

keit gleich 0.4 m/s beträgt der Umformwiderstand ca. 95 MPa und über 140 MPa bei

einer Produktgeschwindigkeit gleich 1 m/s (Bild 6.21). Der durch zunehmenden

Umformwiderstand (Bild 6.31) erhöhte Anteil der α-Phase während des

Strangpressens ist Ursache für den signifikanten Anstieg der spezifischen

Presskräfte mit zunehmender Produktgeschwindigkeit.

Beim direkten Strangpressen von CuZn40Pb2 nehmen die Reibkräfte mit der

Produktgeschwindigkeit tendenziell ebenfalls zu (Bild 6.26) und verstärken dadurch

die Abhängigkeit der Strangpresskräfte von der Produktgeschwindigkeit.

139

7.2.2 Gefüge und Mikrostruktur der Strangpressprodukte

Veränderungen des Gefüges und der Mikrostruktur durch das Strangpressen

Während des Strangpressenvorganges findet eine vollkommene Gefügeneubildung

statt, die auf einem Wechselspiel von plastischer Verformung sowie Erholung und

Rekristallisation beruht. Sobald lokal die kritische Formänderung überschritten wird,

erfolgt dynamische Rekristallisation. Auf diese Weise durchlaufen die

Volumenelemente beim Durchtritt durch die Matrize ggf. mehrfach das Wechselspiel

von plastischer Verformung und Rekristallisation. Je kleiner die Körner sind, desto

weniger Versetzungen können sie speichern. Entsprechend nimmt die Triebkraft für

die Rekristallisation mit jeder vorhergehenden dynamischen Rekristallisation ab. Die

plastische Verformung in Verbindung mit dynamischer Rekristallisation führt zur

Ausbildung eines im Vergleich zum Gussgefüge feineren Korns.

CuZn37 und CuZn40Pb2 besitzen in der α-Phase ein kleineres Korn als die beiden

α-Messinglegierungen CuZn10 und CuZn20 (Bild 6.34). Wesentliche Ursache dafür

ist, dass in den α/β-Messinglegierungen bereits nach dem Stranggießen eine

Kornverfeinerung stattgefunden hat, die auf das Gefüge der Strangpressprodukte

übertragen wird. Außerdem findet während des Aufheizens zu Beginn des

Strangpressvorganges in CuZn37 und CuZn40Pb2 eine α-β-Phasenumwandlung

statt, die analog zum Normalglühen der Stähle ebenfalls die Korngröße verringern

kann. Das nunmehr verfeinerte Korn bewirkt im Vergleich zum Ausgangszustand ein

feineres Korn in der α-Phase, die beim erneuten Abkühlen im Werkzeug bzw. nach

dem Strangpressen und der dabei stattfindenden β-α-Phasenumwandlung aus dem

Korn der verfeinerten β-Phase entsteht.

Aufgrund der großen Umformgrade und der hohen Temperaturen beim

Strangpressen liegen in den Strangpressprodukten Verformungsbänder vor, in denen

sich nach dem Strangpressen Körner ähnlicher Orientierung befinden (Bild 6.63 a).

Die Verformungsbänder können wegen der einheitlichen Orientierung der Kristallite

in den Bändern auch als Orientierungsbänder bezeichnet werden. Der Winkel

zwischen den Verformungsbändern beträgt ca. 70°, was nahezu dem Winkel

zwischen den in den kfz-Metallen als Gleit- bzw. Scherebenen fungierenden {111}-

Ebenen entspricht. Somit bildet sich das neu geformte Gefüge während des

Strangpressens entlang der Verformungsbänder, die während des Strangpressens

auftreten.

In der α-Phase der Strangpressprofile bildet sich eine Doppelfasertextur aus,

bestehend aus der <uvw>{100} - Texturkomponente und der <uvw>{111} -

Texturkomponente. Die <uvw>{111}-Komponente der Doppelfasertextur der α-Phase

vom Strangpressen ist ausschließlich auf plastische Verformung mittels

Versetzungsgleiten zurückzuführen, während die <uvw>{100} - Texturkomponente

von plastischer Verformung in Kombination mit Rekristallisation rührt

140

/Wassermann1962/. Die dynamische Rekristallisation in der α-Phase zeigt sich nicht

nur in der Entstehung der <uvw>{100} - Texturkomponente der Doppelfasertextur,

sondern auch in der Ausbildung einer Kraftüberhöhung zu Beginn des

Strangpressens (s. Abschnitt 7.2.1).

Lediglich bei CuZn37 wurde in allen Strangpressprodukten eine <100>-Fasertextur

und häufig eine <111>-Fasertextur gefunden, während bei CuZn10 stattdessen auch

Streugürtel um <311>-, <322>- und <511>-Fasern auftreten (Bild 6.48). Die gleichen

Texturen wurden auch in stranggepressten Aluminium ermittelt und auf ein selektives

Wachstum bestimmter Körner durch "Drehung" um die <111>-Richtung

zurückgeführt /Wassermann1962/. Legierungselemente bewirken eine Veränderung

der Texturen von den Legierungen gegenüber den unlegierten Metallen, wobei im

Falle der Messinglegierungen bei Legierungsgehalten von 10 Gew.-% Zink der

Übergang zwischen den typischen Texturen des reinen Kupfers und denen der

Messinglegierungen stattfindet /Wassermann1962/. Deshalb treten in der α-Phase

von CuZn10 die <311>-, <322>- und <511>-Fasern auf. CuZn37 liegt mit 37 Gew.-%

Zink jenseits dieses Übergangsbereiches, weshalb lediglich die fürs Strangpressen

von kfz-Metallen typische <100>-Fasertextur und in der Regel <111>-Fasertextur in

der α-Phase gefunden wurden.

Der Winkel zwischen der <uvw>{111}-Komponente der Doppelfasertextur der α-

Phase von CuZn10 und dem <113>-Texturpol liegt je nach exakter Lage der

Texturpole bei ca. 20° und ist folglich nahezu gleich dem Winkel, der von /Paul2003/

für die Winkelbeziehung zwischen dem Muttergefüge und den Verformungsbändern

von makroskopischer Scherung (Scherbänder) genannt wird. Letzterer beträgt ca.

25°. Demzufolge ist die Scherbandbildung beim Strangpressen als Ursache für die

<113>-Textur in der α-Phase ebenfalls in Betracht zu ziehen.

Darüber hinaus sind Scherbänder ein wichtiger Keimbildungsort für die

Rekristallisation /Sebald2001/. Da durch Scherbandbildung andere Orientierungen

bzw. Wachstumsbeziehungen für den Rekristallisationskeim zu erwarten sind als bei

inhomogener Versetzungsnukleation, könnte die Ausbildung von Scherbändern

Ursache dafür sein, dass anstelle der für stranggepresste kfz Legierungen üblichen

<100>-Fasertextur /Wassermann1962/ eine <uvw>{100} -Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen vorliegt /Sebald2001/.

Bild 6.64 zeigt, dass die Strangpressprodukte viele, unmittelbar benachbarte Σ3-

Zwillingskorngrenzen von Rekristallisationszwillingen besitzen. Außerdem treten

häufig Σ9-Korngrenzen von Mehrfachzwillingsbildung auf (Tabelle 6.1). Sie

entstehen, wenn verzwillingte Bereiche als Mutterkorn für eine erneute

Zwillingsbildung dienen. Auch /Randle2002/ findet nach Kaltverformung und

anschließendem Glühen besonders viele Σ3- und Σ9-Korngrenzen von

Rekristallisationszwillingen. Die Verkippung gegenüber dem Mutterkorn in dem

141

verzwillingten Bereich ist in Verbindung mit der hohen Rekristallisationszwillings-

dichte ist eine weitere mögliche Ursache für die schwache <uvw>{100} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen im

Gegensatz zur üblichen <100>-Fasertextur /Bunge1972, Sebald2001/. Damit ließe

sich außerdem plausibel erklären, warum kein eindeutiger Zusammenhang zwischen

der Anzahl der Zwillinge pro Fläche („Zwillingsdichte“) bzw. der mittels

Linienprofilanalyse bestimmten Zwillingswahrscheinlichkeit einerseits und der <100>-

Rekristallisationskomponente der Strangpresstextur der α-Phase andererseits

gefunden wurde.

Neben Zwillingskorngrenzen wurden in der α-Phase der Strangpressprodukte noch

weitere sog. CSL-Korngrenzen gefunden, die insgesamt nahezu 50% der

Korngrenzen im Strangpressprodukt ausmachen (Tabelle 6.1). Auch nach starker

plastischer Verformung werden somit in Polykristallen möglichst regelmäßige,

symmetrische Korngrenzen gebildet. Darunter befinden sich insbesondere

Korngrenzen, die sehr mobil sind und während der Rekristallisation leichter wandern

können, z.B. sämtliche Drehkorngrenzen mit einer <111>-Drehachse wie Σ13b, Σ7

und Σ19b. Sie zehren die weniger beweglichen Korngrenzen während der

Gefügeneubildung auf. Die Korngrenzen stellen den Zusammenhalt zwischen den

Körnern der unterschiedlichen Kristallitgruppen bzw. Gefügebestandteilen her.

Dementsprechend wurden für speziell orientierte Kristallite bzw.

Nachbarschaftsbeziehungen bevorzugte CSL-Korngrenzen gefunden, die eine

Minimierung der entsprechenden Korngrenzenenergie ermöglichen. Σ11-

korngrenzen wurden beispielsweise häufig zwischen <111> und <100> gefunden.

Die <110>-Textur in der β-Phase wird sowohl durch plastische Verformung als auch

durch in Verbindung damit stattfindender Erholung verursacht /Wassermann1962/.

Einfluss des Zinkgehaltes auf das Gefüge und die Mikrostruktur der α-Phase

Mit zunehmenden Zinkgehalt nimmt infolge kleiner werdender Stapelfehlerenergie

die Aufspaltung der Versetzungen in Partialversetzungen zu, so dass der Werkstoff

stärker verfestigt. Entsprechend wird die dynamische Rekristallisation mit

zunehmendem Zinkgehalt der Messinglegierung gegenüber der Erholung begünstigt.

Aus diesem Grund wird der Texturindex der <uvw>{100} -Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen mit steigendem Zinkgehalt der

Messinglegierung von CuZn10 über CuZn20 nach CuZn37 kontinuierlich größer

(Bild 6.51). Der maximale Texturindex der <uvw>{100} -Texturkomponente des

stranggepressten CuZn10 beträgt ca. 2.5, während für die <uvw>{100} -

Texturkomponente des stranggepressten CuZn37 ein maximaler Wert von ca. 8

bestimmt wurde. Dieser Wert wurde für CuZn37 ermittelt, das bei TBolz = 750°C mit

vStrang = 0.5 m/s und ϕ= 3 hergestellt wurde. Die Stärke der <uvw>{100} -

142

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen der

übrigen Strangpressprodukte aus CuZn37 betrug zwischen 1.3 und 4.0.

Im Vergleich zu CuZn37 besitzt die <uvw>{100} -Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen von CuZn40Pb2 eine geringere

Stärke. Die maximalen und minimalen Texturindizes der Doppelfasertextur der α-

Phase von CuZn40Pb2 stimmen mit den Werten des stranggepressten CuZn20

überein. Während der Aufheiz- und Abkühlvorgänge im Zusammenhang mit dem

Strangpressvorgang finden α/β-Phasenumwandlungen von αzu βund umgekehrt

statt. Folge der Phasenumwandlung von der β-Phase zur α-Phase kann die

Ausbildung einer <110>-Textur sein /Wassermann1962/, mit der die Verringerung der

Stärke aller anderen Texturkomponenten in der α-Phase und somit auch die

Schwächung der <uvw>{100} -Texturkomponente einherginge. Die Ausbildung einer

<110>-Textur in der α-Phase wurde weder bei CuZn37 noch bei CuZn40Pb2

festgestellt.

Die relative schwache <uvw>{100} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-

Phase vom Strangpressen in CuZn40Pb2 wird hingegen darauf zurückgeführt, dass

bei CuZn40Pb2 bis zu 40 Vol.-% β-Phase vorhanden ist und deshalb ein

wesentlicher Anteil der Warmumformung während des Strangpressens von der im

Vergleich zur α-Phase besser warmumformbaren β-Phase getragen wird. Dadurch

findet in der α-Phase von CuZn40Pb2 im Vergleich zu den α- und Near-α-

Messinglegierungen schwächere plastische Verformung statt. Die Neigung zur

Rekristallisation verhält sich entsprechend der plastischen Verformung.

Die Korngröße der α-Phase der Strangpressprodukte (Bild 6.34) korreliert nicht

unmittelbar mit der Stärke der Komponenten der Doppelfasertextur der α-Phase.

Maximale Korngrößen besitzen im Rahmen des variierten Zinkgehalts die

Strangpressprodukte aus CuZn20 mit bis zu 80 µm. Für CuZn10 und CuZn37

wurden an den Strangpressprodukten Korngrößen bis zu nahezu 40 µm bestimmt.

Die mehrfache Phasenumwandlung in CuZn37 und CuZn40Pb2 während des

Aufheizens vor dem Strangpressen im Ofen und des Abkühlens während dem

Strangpressen bewirkt, dass die beiden Legierungen im Vergleich zu CuZn10 und

CuZn20 ein feineres Korn besitzen (s. Seite 135), für CuZn40Pb2 wurde z.B. eine

maximale Korngröße von 30 µm bestimmt.

Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf das Gefüge und die Mikrostruktur der

α-Phase

Bei den Legierungen CuZn20, CuZn37 und CuZn40Pb2 führt die Erhöhung der

Bolzeneinsatztemperatur beim Strangpressen zu einer Zunahme der <uvw>{100} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen (Bild 6.53

und Bild 6.54). Die mittlere Korngröße nimmt in den Strangpressprodukten aus

143

CuZn10, CuZn20 und CuZn40Pb2 mit der Bolzeneinsatztemperatur zu (Bild 6.35 bis

Bild 6.37). Somit wird durch die Erhöhung der Bolzeneinsatztemperatur die

Rekristallisation begünstigt /Prasad2006/. Gleichzeitig findet stärkeres Wachstum der

rekristallisierten Körner statt, so dass die Korngröße in der rekristallisierten α-Phase

zunimmt /Gottstein1998/. Aufgrund der Rekristallisation und der damit verbundenen

Ausheilung von Defekten wird die Mikrodehnung mit zunehmender

Bolzeneinsatztemperatur kleiner, während die Domänengröße abnimmt (Bild 6.43).

Die <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen wird nicht signifikant von der Bolzeneinsatztemperatur beeinflusst.

Einerseits ist mit zunehmender Verformungstemperatur der Anteil der plastischen

Verformung größer als bei niedrigeren Temperaturen, andererseits werden die

besonders stark plastisch verformten Körner durch Rekristallisation aufgezehrt.

Die Strangpressprodukte aus CuZn10 zeigen im Gegensatz zu den Erzeugnissen der

anderen Legierungen keinen linearen Zusammenhang zwischen der

Bolzeneinsatztemperatur einerseits sowie der Korngröße bzw. der <uvw>{100} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen

andererseits. Bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur beträgt die mittlere Korngröße der

α-Phase 28 µm (Bild 6.35). Der Texturindex der <uvw>{100} -Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen ist bei 700°C

Bolzeneinsatztemperatur minimal (Bild 6.52). Die Betrachtung nicht nur der mittleren

Korngröße, sondern auch der Korngrößenverteilung zeigt, dass in der α-Phase der

Strangpressprodukte aus CuZn10 anders als bei den übrigen Legierungen zwei

unterschiedliche Korngrößenfraktionen vorhanden sind. Beispielsweise besitzt die

eine Fraktion der α-Phase in dem bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur mit einem

Umformgrad ϕ= 3 und einer Produktgeschwindigkeit vStrang =0.5m/s

stranggepressten Profil eine mittlere Korngröße gleich 30 µm, die Korngröße der

anderen Fraktion beträgt ca. 70 µm. Relativ gering sind im Vergleich dazu die

Korngrößenunterschiede in der α-Phase beim Profil, das bei TBolz = 700°C mit einem

Umformgrad ϕ= 3 und einer Produktgeschwindigkeit vStrang = 0.4 m/s stranggepresst

wurde. Die mittlere Korngröße beider Fraktionen ist gleich 30 µm bzw. 48 µm. Das

Strangpressprofil besitzt mit einem Texturindex gleich 1.9 im Vergleich zu den

anderen Strangpressprodukten eine relativ starke <uvw>{100} -Texturkomponente

der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen.

Ursache für die geringe Stärke der <uvw>{100} -Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen ist somit die unvollständige

Rekristallisation, die zur besonders starken Ausbildung zweier unterschiedlicher

Korngrößenfraktionen führt. Die kleineren Körner entstehen durch Rekristallisation

und anschließendes Kornwachstum, während die größeren Körner durch

überwiegend plastische Verformung während des Strangpressprozesses

144

gekennzeichnet sind. Dazu trägt bei, dass CuZn10 im Vergleich zu den anderen

Legierungen eine größere Neigung zur Erholung besitzt, wodurch die Triebkraft für

die Rekristallisation reduziert wird.

Bild 7.4: Inhomogene Korngrößenverteilung in CuZn10, indirekt stranggepresst

(TBolz = 700°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

Wegen der Überlagerung mit dem durch zunehmende Temperatur begünstigten

Kornwachstums der rekristallisierten Kristallite wird die <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen mit einer

Steigerung der Bolzeneinsatztemperatur von 700°C auf 750°C größer.

Einfluss des Umformgrades sowie der Produktgeschwindigkeit auf das Gefüge

und die Mikrostruktur der α-Phase

Die <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen nimmt bei allen Messinglegierungen mit zunehmendem Umformgrad

zu (Bild 6.56 bis Bild 6.58), da der Werkstoff stärker plastisch verformt wird und

wegen der aufgrund der Versuchsdurchführung mit zunehmendem Umformgrad

größer werdenden Produktgeschwindigkeit außerdem die Verfestigung zunimmt

/Gottstein1998/. Im Vergleich zu anderen Metallen findet in Messinglegierungen eine

relativ geringe Verfestigung statt, und die Dehnratenempfindlichkeit der

Fließspannung ist relativ gering (s. Abschnitt 7.2.1), so dass die Unterschiede in der

Stärke der <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen unter Berücksichtigung der Fehlergrenzen relativ gering erscheinen.

Durch die Vergrößerung der Versetzungsdichte infolge der stärkeren plastischen

Verformung nimmt die Mikrodehnung mit zunehmendem Umformgrad bzw.

Umformwiderstand zu (Bild 6.45), während die Domänengröße zugleich kleiner wird.

Je größer die Defektdichte ist, desto stärker wird die Triebkraft für Rekristallisation

/Gottstein1998/. Deshalb bewirkt bei CuZn10 und CuZn20 die Erhöhung des

Umformgrades eine geringfügige Zunahme der <uvw>{100} -Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen (Bild 6.56). Die Korngröße ist bei

100 µm

145

einem Umformgrad ϕ= 3.9 signifikant größer als bei einem Umformgrad ϕ=3

(Bild 6.39). Daraus wird geschlossen, dass die zunehmende Rekristallisation bei

einer Erhöhung des Umformgrades zu einem stärkeren Kornwachstum führt.

Mit zunehmender Verformungsgeschwindigkeit wird die Verfestigung größer

/Gottstein1998/, so dass sich beim Strangpressen von CuZn20 tendenziell ein umso

größeres Korn in der α-Phase einstellt, desto größer die Produktgeschwindigkeit ist

(Bild 6.41). Die Verfestigung ist jedoch relativ gering, weshalb bei CuZn10 wegen des

zusätzlichen Einflusses der Erholung und bei CuZn37 sowie CuZn40Pb2, bei dem

außerdem die Phasenumwandlung relevant ist, kein wesentlicher Einfluss der

Produktgeschwindigkeit auf die Korngröße der Strangpressprodukte festgestellt

wurde. Bei CuZn40Pb2 zeigt sich die Verfestigung in der α-Phase mit zunehmender

Produktgeschwindigkeit hingegen in einer Verstärkung der <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen

(Bild 6.61). Der Texturindex beträgt 1.9 bei einer Produktgeschwindigkeit

vStrang = 0.13 m/s, über 2.4 bei vStrang = 0.68 m/s. Aufgrund der stärkeren Verfestigung

wird auch die Rekristallisation begünstigt, weshalb die Stärke der <uvw>{100} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen ebenfalls

kontinuierlich von ca. 1.6 bei vStrang = 0.13 m/s auf 1.8 bei vStrang = 0.68 m/s ansteigt.

Einfluss der Strangpressparameter auf die α/β-Phasenumwandlung in CuZn37

und CuZn40Pb2

Bei CuZn37 wirkt sich die Produktgeschwindigkeit viel stärker auf die

Strangpresskräfte und das vom Strangpressen resultierende Gefüge aus als bei den

anderen Messinglegierungen. Das zeigt sich unter anderem daran, dass der

Umformwiderstand viel stärker mit der Produktgeschwindigkeit variiert als bei den

anderen Messinglegierungen (Bild 6.21). Gleichzeitig nimmt mit steigendem

Umformwiderstand der Anteil der α-Phase in den Strangpressprodukten aus CuZn37

zu (Bild 6.31), was somit die Ursache für den erhöhten Umformwiderstand ist.

Die Zunahme des α-Phasenanteils ist in Übereinstimmung mit /Mäder1974/, wonach

plastische Verformung die β-α-Phasenumwandlung unterstützen kann. Die fcc α-

Phase ist dichter gepackt als die bcc β-Phase, was zur Reduzierung der inneren

Energie gemäß des Prinzips des kleinsten Zwanges beiträgt, wenn in dem

vorliegenden Belastungssystem beim Strangpressen große Drücke vorherrschen.

Die Eigenspannungen der α-Phase in den Strangpressprofilen aus CuZn37 sind um

so kleiner, je weniger β-Phase bzw. mehr α-Phase vorhanden ist (Bild 6.64). Somit

führt die spannungsinduzierte β-α-Phasenumwandlung zu einer Spannungsrelaxa-

tion in den α/β-Messinglegierungen.

Bei indirekt stranggepresstem CuZn40Pb2 nimmt der Anteil der β-Phase hingegen im

Kern mit steigendem Umformgrad zu, während am Rand bei einem Umformgrad

146

gleich 2.95 der Anteil der β-Phase maximal ist (Bild 6.33). Anders als bei CuZn37

beeinflusst auch die Bolzeneinsatztemperatur den Anteil der β-Phase signifikant. Je

größer die Bolzeneinsatztemperatur ist, desto weniger β-Phase enthält das

Strangpressprodukt (Bild 6.32). Im Unterschied zu CuZn37 müssen deshalb auch die

Temperatureinflüsse diskutiert werden. Auch die Variation des Umformgrades wirkt

sich auf die Temperaturverhältnisse im Strang dadurch aus, dass aufgrund der

Versuchsführung und der damit einhergehenden Vergrößerung der

Produktgeschwindigkeit um so weniger Zeit für die β-α-Phasenumwandlung bleibt, je

größer der Umformgrad ist. Damit lässt sich die kontinuierliche Zunahme des Anteils

der β-Phase im Kern mit steigendem Umformgrad erklären.

Wie die Bolzeneinsatztemperatur die Phasenumwandlung von β-Messing zu α-

Messing insgesamt beeinflusst, lässt sich schwer abschätzen. Einerseits wird die

Verweildauer in dem Temperaturintervall, in dem die Phasenumwandlung von β-

Messing zu α-Messing erfolgen kann, größer. Dieser Aspekt wurde ursprünglich als

Ursache für den Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den β-Phasenanteil

betrachtet /Holler2003/. Andererseits nimmt die momentane Abkühlgeschwindigkeit

sogar zu, weil die Temperaturdifferenz zur Umgebung und damit die Triebkraft für die

Abkühlung durch eine Erhöhung der Bolzeneinsatztemperatur vergrößert wird.

Anders als im Kern der Strangpressprofile weist am Rand das Maximum des β-

Phasenanteils bei einem Umformgrad gleich 2.95 und die Verringerung des β-

Phasenanteils am Rand mit weiter zunehmendem Umformgrad darauf hin, dass auch

bei CuZn40Pb2 die spannungsinduzierte β-α-Phasenumwandlung stattfindet.

Darüber hinaus zeigen die experimentellen Befunde eine besonders starke Zunahme

des Anteils der α-Phase in CuZn40Pb2, wenn die Bolzeneinsatztemperatur von

700°C auf 750°C erhöht wird. Gleichzeitig steigt die Stärke der <uvw>{100} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen signifikant

von 1.2 auf 3.7 an, während eine Veränderung der Bolzeneinsatztemperatur von

600°C auf 700°C keinen wesentlichen Einfluss auf die zuvor genannte

Texturkomponente hat (Bild 6.54).

Folglich wird die β-α-Phasenumwandlung in CuZn40Pb2 von einer zunehmenden

Stärke der <uvw>{100} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom

Strangpressen begleitet. Dementsprechend zeigt die Stärke der <uvw>{100} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen für

verschiedene Bolzeneinsatztemperaturen einen linearen Zusammenhang mit dem

Anteil der α-Phase bzw. der β-Phase im stranggepressten CuZn40Pb2 (Bild 7.5).

147

1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 3.5 4.0

Anteil der β-Phase [Vol.-%]

Stärke der <100>-Fasertextur der α-Phase

Bild 7.5: Zusammenhang zwischen β-Phasenanteil und Stärke der <100>-Fasertextur

der α-Phase CuZn0Pb2, indirekt stranggepresst (vStrang = 0.28 m/s, ϕ=2.92)

Der vorliegende experimentelle Befund stützt die Behauptung von /Hennaut1984/,

der als möglichen Rekristallisationsmechanismus in α/β-Messinglegierungen das

Aufzehren der stark verformten β-Phase durch die rekristallisierte α-Phase nennt.

Weiterhin zeigt sich, dass für diesen Mechanismus relative hohe Temperaturen

erforderlich sind, da Kupfer und Messing kleine Diffusionskoeffizienten aufweisen.

Im Falle von CuZn37 sind wesentlich kleinere β-Phasengehalte vorhanden als beim

Strangpressen von CuZn40Pb2, das bei 750°C im thermodynamischen

Gleichgewicht sogar zu 100% aus β-Messing besteht. Im Vergleich zu CuZn37 ist

deshalb viel stark verformte β-Phase vorhanden, die für den zuvor genannten

Rekristallisationsmechanismus zur Verfügung steht. Der Zuwachs der <100>-

Fasertextur der α-Phase mit der Erhöhung der Bolzeneinsatztemperatur von 700°C

auf 750°C ist jedoch wesentlich größer als der mit den Bolzeneinsatztemperaturen

gleich 650°C und 700°C verbundene Unterschied der <100>-Fasertextur der α-

Phase. Nahe 700°C liegt außerdem für CuZn37 die Phasengrenze zwischen dem α-

Einphasenraum und dem α+β-Zweiphasenraum. Deshalb kann nicht ausgeschlossen

werden, dass bei Temperaturen oberhalb 700°C in CuZn37 ebenfalls

Rekristallisation der α-Phase durch Aufzehren der stark verformten β-Phase wirksam

ist.

Einfluss der Strangpressparameter auf die Mikrodehnungen in

stranggepresstem CuZn40Pb2

Die Mikrodehnungen in der α-Phase der indirekt stranggepressten Profilen aus

CuZn40Pb2 betragen bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur ca. 0.006 und sind damit

kleiner als bei 600°C Bolzeneinsatztemperatur (Bild 6.46). Für letztere beträgt der

Wert der Mikrodehnungen 0.01. Als Ursache kann die Ausheilung der Gitterdefekte

148

mit zunehmender Temperatur herangezogen werden. Dementsprechend wird die

Domänengröße mit zunehmender Bolzeneinsatztemperatur bis zu 750°C

Bolzeneinsatztemperatur kontinuierlich größer (Bild 6.46).

Die Mikrodehnung steigt jedoch bei 750°C im Vergleich zu 700°C

Bolzeneinsatztemperatur wiederum an. Wesentlicher Unterschied der Gefüge in den

entsprechenden Strangpressprodukten ist, dass bei 750°C Bolzeneinsatztemperatur

wesentlich mehr α-Phase vorliegt als bei 700°C Bolzeneinsatztemperatur. Bleibt

folglich als einzige weitere Ursache für die Zunahme der Mikrodehnungen die

Induzierung von Mikrodehnungen in mehrphasigen Werkstoffen durch

Misfitdehnungen an den Grenzflächen. /Klimanek1990/ weist auf diese Ursache von

Mikrodehnungen hin und nennt als Beispiel die Spannungsfelder um

Ausscheidungen in Aluminiumlegierungen.

14 15 16 17 18 19 20 21 22 23

0.006

0.008

0.010

0.012

0.014

0.016

0.018

0.020

CuZn40Pb2

indirekt

direkt

stranggepresst

Mikrodehnung

β-Phasenanteil [Vol.-%]

Bild 7.6: Zusammenhang zwischen Mikrodehnung und β-Phasenanteil in

stranggepresstem CuZn0Pb2

Wenn die bei der Phasenumwandlung entstehenden Fehlpassungsdehnungen

tatsächlich wesentliche Ursache für die Mikrodehnungen in stranggepresstem

CuZn40Pb2 sind, müssen sie mit zunehmendem α-Phasenanteil der

Strangpressprodukte ansteigen bzw. mit größer werdendem β-Phasenanteil geringer

werden. Dieser Zusammenhang trifft ebenfalls auf die vorliegenden Untersuchungen

zu (Bild 7.6). Obwohl bei den direkt stranggepressten Profilen aus CuZn40Pb2 der

Anteil der β-Phase nur geringfügig variiert, ist dort der Zusammenhang zwischen

Mikrodehnung und Phasenanteilen viel eindeutiger als bei den indirekt gepressten

Rundprofilen aus CuZn40Pb2. Der besonders signifikante Beitrag der

Fehlpassungsdehnungen beim direkten Strangpressen von CuZn40Pb2 wirkt dem

Beitrag der Volumenänderung durch Phasenumwandlung zur inneren Energie im

Werkstoff entgegen, was als mögliche Ursache in Betracht kommt, weshalb die

149

mechanisch induzierte Phasenumwandlung beim indirekten Strangpressen im

Rahmen der vorliegenden Untersuchungen nicht nachgewiesen werden konnte.

Anders als beim indirekten Strangpressen ist die Verformung aufgrund der Reibung

an der Containerwand beim direkten Strangpressen inhomogener, gleichzeitig wirkt

die Reibung der Abkühlung an der Containerwand entgegen. Durch die

Abkühlungsvorgänge unterscheidet sich die wahre Bolzentemperatur in Abhängigkeit

von Ort und Zeitpunkt während des Pressvorganges von der

Bolzeneinsatztemperatur, was die Betrachtung der Mikrodehnungen beim direkten

Strangpressen beliebig komplex macht.

Einfluss der Strangpressparameter auf das Gefüge und die Mikrostruktur der β-

Phase

In der β-Phase von CuZn37 und CuZn40Pb2 findet lediglich plastische Verformung

und Erholung statt, da die Stapelfehlerenergie der β-Phase im Vergleich zur α-Phase

relativ groß ist /Bauser2001/. Je höher die Bolzeneinsatztemperatur ist, desto

umfangreichere plastische Verformung findet statt. Entsprechend nimmt die Stärke

der <110>-Textur vom Strangpressen mit der Bolzeneinsatztemperatur kontinuierlich

zu (Bild 6.55). Infolge der gleichzeitig stattfindenden dynamischen Erholung werden

die Versetzungen teilweise ausgelöscht oder ordnen sich zumindest um. Deshalb

wurde beispielsweise bei CuZn40Pb2 eine Zunahme der Domänengröße in der β-

Phase festgestellt (Bild 6.47). Die Domänengröße in der β-Phase beträgt 150 µm bei

600°C Bolzeneinsatztemperatur und 450 µm bei 750°C Bolzeneinsatztemperatur.

Die Mikrodehnungen nehmen jedoch nicht in dem Maß ab, in dem die

Domänengröße zunimmt, sondern werden von 600°C Bolzeneinsatztemperatur zu

750°C größer (Bild 6.47). Ursache ist die bereits erläuterte Induzierung von

Mikrodehnungen durch die Ausscheidungsmorphologie der α-Phase beim

Strangpressen und der daraus resultierenden Fehlpassungsdehnungen.

Mit ansteigender Produktgeschwindigkeit wird die <110>-Textur in der β-Phase von

CuZn37 kleiner (Bild 6.55). Das steht im Einklang damit, dass die besonders stark

plastisch verformte β-Phase durch β-α-Phasenumwandlung bzw. bei CuZn40Pb2

Rekristallisation aufgezehrt wird.

Gefügeunterschiede zwischen Rand und Kern beim Strangpressen von

CuZn40Pb2

Bei CuZn20 ist die Kleinlasthärte am Rand der Strangpressprodukte kleiner als im

Kern (Bild 6.65). Ursache für die Härteunterschiede zwischen Rand und Kern können

sowohl Entzinkung als auch unterschiedliche thermomechanische Beanspruchung

sowie daraus resultierende Gefüge in den beiden Zonen beim Strangpressen sein.

/Holler2003/ zeigt für CuZn40Pb2, dass in den ersten 30 µm am Rand des

Strangpressprofils Entzinkung stattgefunden hat. Die Zone geringerer Härte bei

150

CuZn20 liegt hingegen im Bereich von Millimetern. Darüber hinaus müsste der

qualitativ gleiche Härteverlauf noch viel ausgeprägter bei CuZn37 auftreten, wenn

Entzinkung die wesentliche Ursache wäre, da die Entzinkung mit steigendem Zn-

Gehalt zunimmt /Dies1967/.

Bleibt also das Gefüge als wesentliche Ursache für den Härteverlauf. Durch

Rekristallisation entsteht ein feineres Korn. Da im Kern stärkere plastische

Verformung als am Rand stattfindet, ist dort die Rekristallisation stärker als am Rand.

Deshalb ist im Kern tendenziell ein kleineres Korn als am Rand zu erwarten, dessen

Festigkeitseinfluss im Vergleich zu der nur gering variierenden Strangpresstextur

dominiert.

Bei CuZn37 variiert die Korngröße im Vergleich zu CuZn10 und CuZn20 weniger

stark. Da am Rand aufgrund der schnelleren Abkühlung gegenüber dem Kern

weniger Rekristallisation zu erwarten ist und deshalb dort die <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen im

Vergleich zur <uvw>{100} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase

vom Strangpressen stärker sein wird, lässt sich damit die am Rand tendenziell

größere Härte des stranggepressten CuZn37 (Bild 6.66) erklären.

Die Gefügeunterschiede zwischen Kern und Rand der Strangpressprodukte aus

CuZn40Pb2 werden wesentlich durch die größere Abkühlgeschwindigkeit am Rand

im Vergleich zum Kern während des Strangpressvorganges verursacht. Da der Rand

schneller abkühlt als der Kern, stellt sich am Rand ein kleineres Korn als im Kern ein

(Bild 6.36 und Bild 6.37). Der β-Phasenanteil von CuZn40Pb2 ist am Rand

geringfügig größer als im Kern (Bild 6.32 und Bild 6.33). Außerdem wurden am Rand

mehr Rekristallisationszwillinge der α-Phase gefunden als im Kern. Die Überlagerung

der Phasengehalte sowie der Korngröße einerseits und der Rekristallisation

andererseits führt dazu, dass die Kleinlasthärte zwischen dem Kern und dem Rand

im Rahmen der Streuung nicht signifikant variiert /Holler2003/. Im Falle des direkten

Strangpressens trägt auch die Reibung zwischen der Containerwand und der

Bolzenoberfläche zu den Gefügeunterschieden zwischen Rand und Kern bei. Auch

fürs direkte Strangpressen variiert dabei die Kleinlasthärte entlang des

Strangpressproduktquerschnitts nicht signifikant /Holler2003/.

151

7.2.3 Festigkeit und Umformvermögen der Strangpressprodukte

Einfluss des Gefüges und der Mikrostruktur auf die Fließgrenze der

Strangpressprofile

Die Strangpressprofile besitzen im Vergleich zum Strangguss eine größere

Festigkeit. Während der Strangguss aus CuZn37 bei einer Stauchrate von 6.67 s-1

bei RT eine 0.2%-Stauchgrenze Rd0.2 = -120 MPa besitzt, beträgt die 0.2%-

Stauchgrenze des Strangpressprofils aus CuZn37, das bei TBolz =650°C mit

vStrang = 0.5 m/s und ϕ= 3 hergestellt wurde, Rd0.2 = –155 MPa (Bild 6.88). Ursache

dafür ist, dass sich in den Strangpressprodukten durch eine vollständige

Gefügeumbildung eine geringere Korngröße und eine andere Textur als im

Strangguss einstellt. Der Strangguss besitzt im wesentlichen eine schwache <100>-

bzw. <110>-Textur. Die Korngröße der Bolzen liegt bei mehreren Millimetern. Indes

besitzen die Strangpressprodukte in der α-Phase eine Doppelfasertextur bestehend

aus der <uvw>{111} -Texturkomponente bzw. <111> -Texturkomponente sowie der

<uvw>{100} -Texturkomponente bzw. der <100> -Texturkomponente. Die Korngröße

der Strangpressprodukte variiert je nach Strang und Legierung zwischen 8 µm und

80 µm.

Ungeachtet der Unterschiede bezüglich Textur und Korngröße nimmt die mittlere

Festigkeit beim Zug- (Bild 6.71) und beim Druckversuch (Bild 6.84) mit steigendem

Zinkgehalt der Messinglegierung zu. Durch die Zugabe von Zink entsteht eine

Mischkristallverfestigung, die für die Festigkeitszunahme bei Erhöhung des Zink-

Gehalts verantwortlich ist. Die für die Strangpressprofile aus CuZn10 ermittelte 0.2%-

Dehngrenze beträgt zwischen 80 MPa und 90 MPa, die 0.2%-Dehngrenze der

Strangpressprodukte aus CuZn20 zwischen 80 MPa und 100 MPa.

Sehr viel mehr als bei CuZn10 und CuZn20 unterscheiden sich die Festigkeiten von

CuZn37 und CuZn40Pb2 und deren Streuung in Abhängigkeit von den

Mikrostrukturen im Vergleich zu CuZn10 und CuZn20. An den Strangpressprodukten

aus CuZn37 wurde eine maximale 0.2%-Dehngrenze von Rp0.2 = 140 MPa bestimmt,

für CuZn40Pb2 beträgt die 0.2%-Dehngrenze maximal Rp0.2 = 190 MPa. Im Vergleich

zu CuZn20 ist das ein Festigkeitsgewinn von 40% für CuZn37 und von 90% für

CuZn40Pb2. Für die signifikant größere Festigkeit von CuZn37 und CuZn40Pb2

gegenüber CuZn10 und CuZn20 ist das Vorhandensein der β-Phase verantwortlich.

CuZn40Pb2 besitzt einen größeren Volumenanteil an β-Phase und deshalb auch

eine wesentlich größere Festigkeit als CuZn37. Während in CuZn37 maximal 10 Vol.-

%β-Phase erreicht werden, besitzen die Strangpressprofile aus CuZn40Pb2 bis zu

über Vol.-30% β-Phase. Da in der β-Phase ein krz Gitter vorliegt, ist die

Aktivierungsenergie der Gleitsysteme größer als im kfz Gitter und somit die Festigkeit

heraufgesetzt.

152

Die 0.2%-Dehngrenze im Zugversuch zeigt im wesentlichen für alle Legierungen eine

Korrelation mit der <uvw>{111} -Texturkomponente der Doppelfasertextur der

α-Phase vom Strangpressen sowie entsprechend der Hall-Petch-Beziehung mit der

Korngröße. Durch eine Verstärkung der <uvw>{111} -Texturkomponente der

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen sowie die Verringerung der

Korngröße wird ein Festigkeitsanstieg bewirkt. Unklar ist jedoch an dieser Stelle,

welches der beiden Gefügemerkmale den wesentlichen Einfluss ausübt, denn

zumindest für CuZn37 und CuZn40Pb2 wirken die Korngröße und die <uvw>{111} -

Texturkomponente gleichsinnig auf die Festigkeit der Strangpressprodukte.

Um die Wechselwirkung der beiden Gefügemerkmale Korngröße und Textur zu

klären, wurde mit den lichtmikroskopisch bestimmten Korngrößen und der

röntgenographisch ermittelten Strangpresstextur die Festigkeit abgeschätzt und der

experimentell im Zugversuch bestimmten 0.2%-Dehngrenze gegenübergestellt

(Bild 7.7).

120 140 160 180 200 220

160

170

180

190

200

0.2%-Dehngrenze Rp0.2

[MPa], experimentell

Fließgrenze Rp[MPa], berechnet

Bild 7.7: Vergleich der experimentell bestimmten und der berechneten Festigkeiten

der Strangpressprofile, CuZn40Pb2, Zugversuch, 0°-Richtung

Die berechneten 0.2%-Dehngrenzen und die experimentell ermittelten Werte

stimmen gut überein und korrelieren miteinander, wie exemplarisch am Beispiel von

CuZn40Pb2 in Bild 7.7 gezeigt wird. Sowohl die Kornverfeinerung durch

Rekristallisation als auch die Ausbildung der <111>-Komponente der <100>/<111>-

Doppelfasertextur tragen folglich zur Festigkeit der Strangpressprodukte bei.

153

90 95 100 105 110 115 120 125 130 135

100

110

120

130

140

150

160

0.2%-Dehngrenze Rp0.2

[MPa], experimentell

Fließgrenze Rp[MPa], berechnet

Bild 7.8: Vergleich der experimentell bestimmten und der berechneten Festigkeiten

der Strangpressprofile, CuZn37, Zugversuch, 0°-Richtung

Bei den Strangpressprodukten aus CuZn37 weichen die berechneten Festigkeiten

stärker von den experimentellen ermittelten 0.2%-Dehngrenzen ab als bei

CuZn40Pb2. Die experimentell bestimmten 0.2%-Dehngrenzen sind tendenziell

größer als die berechneten Festigkeiten, wobei der Unterschied zwischen den

experimentellen und den berechneten Werten innerhalb der Fehlergrenzen liegt

(Bild 7.8). Mögliche Ursachen für die Abweichung zwischen den einzelnen

experimentellen und berechneten Festigkeiten sind Überlagerung zwischen Last-

und den Eigenspannungen, die beim Strangpressen zuvor eingebracht wurden, die

zusätzliche festigkeitssteigernde Wirkung von Versetzungswänden und Zwillingen

vom Strangpressen sowie die in der Berechnung ebenfalls nicht berücksichtigte

Abhängigkeit der Fließspannung von der mechanischen Zwillingsbildung.

In der β-Phase kann die regelmäßige Anordnung der Kupfer- und der Zinkatome,

man nennt die Phase dann β’-Ordnungsphase, zu einem Festigkeitsanstieg

beitragen. Ursache dafür ist u.a. die Entstehung von Superversetzungen und die

Einbringung von Antiphasengrenzen während der Versetzungsbewegung.

Untersuchungen mittels Röntgenbeugung und Transmissionselektronenmikroskopie

haben keinen Hinweis darauf ergeben, dass in den Strangpressprofilen die β’-Phase

auftritt. Damit ist nicht ausgeschlossen, dass die β’-Phase zu einem gewissen Anteil

unterhalb der praktischen Nachweisgrenze in den zweiphasigen

Strangpressprodukten aus CuZn37 oder CuZn40Pb2 vorliegt.

Die Bleiausscheidungen, die in CuZn40Pb2 vorhanden sind, besitzen einen im

Vergleich zu der α- und der β-Phase sehr kleinen Umformwiderstand und tragen

deshalb nicht zu einer hohen Festigkeit der Strangpressprodukte bei.

154

Verfestigung und Umformvermögen der Strangpressprofile

Die Fläche, die von der Spannungs-Dehnungs-Kurve vom Zugversuch

eingeschlossen wird, ist ein Maß für die Duktilität des Werkstoffs. Vereinfachend

kann die Duktilität des Werkstoffs auch anhand der Gleichmassdehnung bzw.

Bruchdehnung im Zugversuch beurteilt werden. Sowohl die Gleichmassdehnung als

auch die Bruchdehnung der im Rahmen dieser Arbeit untersuchten stranggepressten

Legierungen ist für CuZn20 am größten (Bild 6.77 und Bild 6.80). CuZn20 besitzt

folglich von den untersuchten Messinglegierungen die größte Duktilität. Im Bereich

bis 28 Gew.-% Zink nimmt gemäß /Dies1967/ die Bruchdehnung mit steigendem

Zinkgehalt der Messinglegierung kontinuierlich zu, über 28 Gew.-% Zink wird die

Bruchdehnung mit zunehmendem Zinkgehalt hingegen kleiner. Da CuZn20 und

CuZn28 im Vergleich zu den anderen Messinglegierungen eine besonders große

Duktilität besitzen, eignen sie sich insbesondere fürs Tiefziehen. Bei CuZn37 und

CuZn40Pb2 ist die β-Phase Ursache dafür, dass die Bruchdehnung und damit auch

die Duktilität kleiner als bei den einphasigen α-Messinglegierungen CuZn10 und

CuZn20 ist.

Bei konstantem Zinkgehalt des Strangpressprofils zeigt nur die Legierung CuZn37

einen eindeutigen Zusammenhang der Duktilität mit der <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen. Die

Gleichmassdehnung wird geringfügig kleiner, wenn die Stärke des Texturpols

zunimmt (Bild 6.78). Eine große Gleichmass- und Bruchdehnung wird vor allen

Dingen durch ein großes Korn begünstigt (Bild 6.79 und Bild 6.81). Ursache dafür ist,

dass in kleineren Körnern weniger Versetzungen gespeichert werden können. Für

die vorliegende Variation der Korngröße ist der Effekt der Korngröße auf die

Bruchdehnung entsprechend gering.

Das Streckgrenzenverhältnis ist bei CuZn20 etwas kleiner als bei CuZn10 (Bild 6.74).

Da mit steigendem Zinkgehalt des α-Messings die Versetzungsaufspaltung größer

wird, kann der Werkstoff stärker verfestigen und besitzt eine größere Zugfestigkeit im

Vergleich zur Fließgrenze. Die β-Phase ist krz und verfestigt deshalb weniger als die

α-Phase /Gottstein1998/. Deshalb besitzen die Near-α-Legierung CuZn37 sowie die

α/β-Legierung CuZn40Pb2 ein größeres Streckgrenzenverhältnis als die α-

Messinglegierungen.

Für CuZn37 und CuZn40Pb2 wurde eine Verringerung des Streckgrenzenverhältnis-

ses mit zunehmender Korngröße beobachtet (Bild 6.76). Einerseits bewirkt die

Zunahme der Korngröße, dass weniger Korngrenzen zum Aufstauen der

Versetzungen vorhanden sind. In diesem Fall würde das Streckgrenzenverhältnis

größer werden, wenn die Korngröße zunimmt. Andererseits können in größerem

Korn mehr Versetzungen gespeichert werden, so dass eine stärkere Wechselwirkung

zwischen den Versetzungen und entsprechend Verfestigung vorliegt. Abgesehen von

155

der Korngröße beeinflusst auch die Textur das Streckgrenzenverhältnis. Die Textur

variiert bei CuZn37 und CuZn40Pb2 im Vergleich zu CuZn20 stärker als die

Korngröße und ist deshalb wesentliche Ursache für die Variation des

Streckgrenzenverhältnisses der Strangpressprodukte. Je stärker die <uvw>{111} -

Texturkomponente der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen ist, umso

weniger kann der Werkstoff verfestigen. Entsprechend nimmt das

Streckgrenzenverhältnis zu (Bild 6.75).

7.2.4 Folgerungen für die Praxis

Für Messinglegierungen unterschiedlichen Zinkgehaltes, der im Bereich der α-Phase

(CuZn10 und CuZn20), am Rand des α-Phasengebietes (CuZn37) bzw. im α/β-

Zweiphasengebiet (CuZn40Pb2) lag, konnten durch die Variation der

Bolzeneinsatztemperatur, des Umformgrades und der Produktgeschwindigkeit

unterschiedliche Kombinationen von Phasengehalten, Texturen, Korngrößen und

Makro- und Mikroeigenspannungen eingestellt werden. Somit ermöglicht die

Variation der Strangpressparameter und damit der Gefüge sowie Mikrostrukturen die

gezielte Einstellung der Festigkeit und des Umformvermögens der

Strangpressprodukte.

Die Festigkeit der Strangpressprodukte wird wesentlich durch die Textur beeinflusst,

wobei eine Zunahme der <uvw>{111} -Faserkomponente der Strangpresstextur der

α-Phase bei gleichzeitig schwacher <uvw>{100} -Faserkomponente

festigkeitssteigernd wirkt. Für eine solche Strangpresstextur sind große

Umformgrade (Bild 6.56, Bild 6.57, Bild 6.58) und relativ niedrige Bolzeneinsatztem-

peraturen (Bild 6.53 und Bild 6.54) erforderlich, damit die Rekristallisation während

des Strangpressens bzw. der Abkühlung der Strangpressprodukte und somit die

Entstehung der <uvw>{100} -Faserkomponente α-Phase möglichst unterdrückt wird.

Im Falle von CuZn10 führt das Wechselspiel von Erholung und Rekristallisation dazu,

dass bei 700°C eine besonders schwache <uvw>{100} -Faserkomponente α-Phase

entsteht.

Mit zunehmender Stärke der <uvw>{111}-Faserkomponente der Strangpresstextur

der α-Phase wird gleichzeitig die Gleichmassdehnung im Zugversuch kleiner

(Bild 6.78), d.h. das Kaltumformvermögen der Strangpressprodukte nimmt

tendenziell ab. Anders als die Textur wirkt sich ein feinkörniges Gefüge sowohl

hinsichtlich Festigkeit als auch hinsichtlich Kaltverformung der Strangpressprodukte

vorteilhaft aus, da damit gleichzeitig die Festigkeit der Strangpressprodukte

gesteigert und die Oberflächengüte der Strangpressprodukte bei anschließender

Kaltverformung, z.B. dem Streckziehen von Rohren oder Drähten, verbessert wird.

Im Falle von CuZn10, CuZn20 und CuZn40Pb2 entsteht ein möglichst feinkörniges

Gefüge bei relativ niedrigen Bolzeneinsatztemperaturen (Bild 6.35, Bild 6.36 und

Bild 6.37), für CuZn37 wurde aufgrund der mechanisch induzierten

156

Phasenumwandlung bei einer Bolzeneinsatztemperatur TBolz = 700°C ein relativ

feines Korn ermittelt. Der Zusammenhang zwischen dem Umformgrad und der

Korngröße der Strangpressprodukte ist je nach Zinkgehalt der Messinglegierungen

sehr unterschiedlich. Bei den α-Messinglegierungen CuZn10 (Bild 6.39) und CuZn20

wird bei geringen Umformgraden ein besonders kleines Korn erzielt, bei CuZn40Pb2

(Bild 6.40) verhält sich der Zusammenhang zwischen Umformgrad und Korngröße

gerade umgekehrt zu den α-Messinglegierungen CuZn10 und CuZn20. Keinen

signifikanten Einfluss des Umformgrades auf die Korngröße der α-Phase zeigt

CuZn37.

Im Falle der Messinglegierungen CuZn37 und CuZn40Pb2 können Festigkeit sowie

das Umformvermögen bei Kalt- und Warmumformung weiterhin durch die Einstellung

der Phasengehalte gesteuert werden. Geringe β-Phasengehalte verbessern das

Kaltumformvermögen, während hohe β-Phasengehalte die Festigkeit sowie das

Warmumformvermögen steigern. Für CuZn37 wurden bei Bolzeneinsatztemperatu-

ren TBolz = 700°C und relativ niedrigen Umformgraden und damit aufgrund der

Versuchsführung auch niedrigen Produktgeschwindigkeiten bis zu 15% β-Phase

ermittelt, die sich als Saum entlang der zeilenförmig angeordneten α-Phase verteilen.

Bei einem Umformgrad ϕ= 3.92 bzw. einer Produktgeschwindigkeit vStrang =1m/s

wurde röntgenographisch nur die α-Phase gefunden (Bild 6.31). Große Umformgrade

und hohe Bolzeneinsatztemperaturen führen bei CuZn40Pb2 zu relativ niedrigen β-

Phasengehalten.

Mit der Zunahme der α-Phase von CuZn37 geht gleichzeitig eine Relaxation der

Eigenspannungen in der α-Phase einher, weil die α-Phase die dichter gepackte

Kristallstruktur darstellt. Da CuZn37 und weiterhin auch CuZn40Pb2 anfällig für

interkristalline Spannungsrisskorrosion sind, wird deren Korrosionsbeständigkeit

generell durch die Vermeidung von Phasengrenzen sowie die Relaxation von

Eigenspannungen gesteigert.

157

7.3 Mikrostrukturelle Aspekte der Kaltverformung

7.3.1 Gefüge und Mikrostruktur

Mikrostrukturelle Vorgänge während der Kaltverformung

Makroskopisch führt die plastische Verformung beim einachsigen Kaltstauchen zu

einer Streckung der Körner quer zur Stauchachse, was besonders deutlich in den

Längsschliffen zu erkennen ist (Bild 6.94).

Die Kaltverformung der stranggepressten Messinglegierungen basiert im

wesentlichen auf Versetzungsgleiten. Messing zeichnet sich in diesem

Zusammenhang dadurch aus, dass ausgeprägtes Gleitverhalten nach Sachs

stattfindet /Carstensen1998/, d.h. dass bei plastischer Verformung nur in einem

geringen Anteil der Körner 5 unabhängige Gleitsysteme aktiv, während in den

meisten Körnern bis zu 3 unabhängige Gleitsysteme aktiviert werden. Bild 6.97 zeigt

ein solches Korn in einer 10% kaltgestauchten Probe aus CuZn37, Strang 5, in dem

zwei unabhängige Gleitsysteme vorhanden sind. Die Kristallite mit derartigen

Versetzungsanordnungen sind nahezu mit der [110]-Richtung parallel zur

Stauchachse orientiert.

Darüber hinaus existieren in der Probe Kristallite mit einer zellartigen Anordnung der

Versetzungen und verschiedenen Subkornbereichen (Bild 6.98). Nach 15%

Kaltstauchung dominieren anstelle der gleichmäßig verteilten Stufenversetzungen

sog. persistente Gleitbänder (Bild 6.99). Außerdem sind bereits in einigen Kristalliten

Versetzungswände zu erkennen (Bild 6.100).

Je geringer die Stapelfehlerenergie der Messinglegierungen ist, desto größer ist die

Zwillingswahrscheinlichkeit. Bei relativ tiefen Temperaturen beginnend und bis zur

Raumtemperatur reichend findet deshalb insbesondere in CuZn37 mechanische

Zwillingsbildung statt.

158

Bild 7.9: Entwicklung der Versetzungsanordnung mit zunehmender Stauchung von

stranggepresstem CuZn37

Anhand der TEM-Untersuchungen, der Texturanalysen und der röntgenographischen

Linienprofilanalysen an kaltgestauchten Proben aus CuZn37 ist eine bestimmte

Abfolge der Verformungsmechanismen zu erkennen (Bild 7.9). Bei relativ geringen

Umformgraden (bis zu 10% Stauchung) findet zunächst quasieinkristallines

Versetzungsgleiten nach Sachs statt, das sich bei den TEM-Untersuchungen anhand

gleichmäßig verteilter Stufenversetzungen in wenigen Versetzungssystemen äußert.

Im Vergleich zu starker plastischer Verformung ist die mittlere Versetzungsdichte

relativ klein.

Zwischen 10% und 15% Stauchung setzt in CuZn37, das bei TBolz =700°C mit

vStrang = 0.3 m/s und ϕ= 3 indirekt stranggepresst wurde, die Bildung von

Versetzungswänden ein. Die Versetzungen sind in persistenten Gleitbänder

angeordnet (Bild 6.99), deren Entstehung auf einer inhomogenen

Spannungsverteilung in den Kristalliten und überwiegend ebenem

Versetzungsgleiten beruht /Carstensen1998/. Mögliche Ursache ist die in

verschiedenen Richtungen unterschiedliche Kristallit-Kristallit-Wechselwirkung, wobei

die Aktivierung der Versetzungsbewegung an den Korngrenzen einsetzte. Für diesen

Umstand spricht, dass sich die persistenten Gleitbänder jeweils über das gesamte

Korn erstrecken und nicht von einem Zentrum innerhalb des Korns ausgehen. Der

Übergang von regellos angeordneten Versetzungen in wenigen Gleitsystemen zu

Gleitbändern wurde auch in der Kobalt-Superlegierung Ultimet beobachtet, die im

Bereich oberhalb der Streckgrenze mit Dehnungsamlituden von ca. 2.5% (LCF-

Mode) auf Ermüdung beansprucht wurde /Jiang2001/. Ebenso wie CuZn37 besitzt

die Co-Superlegierung Ultimet eine relativ geringe Stapelfehlerenergie.

159

In der Probe mit 10% Stauchung sind außerdem erste Zellstrukturen zu erkennen

(Bild 6.100), die bei noch größeren Stauchungen in Subkörner überführt werden. Die

Subkornbildung bei plastischer Verformung führt zu einer starken

Richtungsabhängigkeit der Domänengröße, wobei die Domänengröße quer zur

Vorzugsrichtung der gestreckten Subkörner am kleinsten ist und mit zunehmender

Kippung der Messrichtung zur Längsachse der Subkörner hin größer wird

(Bild 6.110).

Zwischen 20% und 25% Stauchung zeigt sich die mechanische Zwillingsbildung in

der Textur von CuZn37. Zwillingsbildung begünstigt die Entstehung einer relativ

regellosen Textur /Sebald2001/. Sie äußert sich jedoch auch in charakteristischen

{111} - Texturpolen, die durch die Verdrehung der Zwillinge gegenüber den nicht

verzwillingten {111}-Netzebenen entstehen, wenn letztere eine Verformungstextur

vorweisen. Der durch die Zwillingsbildung verursachte Texturpol liegt bei ψ=20°

(Bild 6.105).

Typisch für starke plastische Verformung bei großen Umformgraden ist die Bildung

sog. Scherbänder. Die Verformungsstreifen im Gefüge der druckverformten Proben

(Bild 6.94) sind ein Indiz für die Bildung von Scherbändern.

Texturentwicklung während der Kaltverformung

Beim einachsigen Stauchen regeln sich die Burgersvektoren im allgemeinen

senkrecht zur Stauchachse ein, so dass in der Regel kfz Metalle wie das α-Messing

nach dem Kaltstauchen eine <110>-Stauchtextur besitzen /Wassermann1962/. Die

<110>-Stauchtextur wurde auch im Rahmen der vorliegenden Untersuchungen

gefunden, wobei die <110>-Stauchtextur in CuZn10 mit zunehmender Stauchung

kontinuierlich stärker wird (Bild 6.102) und im Vergleich zu CuZn20 (Bild 6.104) und

CuZn37 größere Texturindizes besitzt.

Bild 7.10: Entwicklung der <110>-Stauchtextur mit zunehmender Stauchung von

stranggepresstem CuZn37

160

Im Vergleich zu CuZn10 ist die <110>-Stauchtextur in CuZn37 nach 20% Stauchung

schwach ausgeprägt bzw. gar nicht vorhanden. Unter ψ= 20° und ψ= 40° entstehen

zwei 111-Texturpole (Bild 6.105). Bei 25% Stauchung ist nur noch ein 111-Pol unter

ψ= 25° vorhanden (Bild 6.105). Ursache für die Verringerung der klassischen <110>-

Stauchtextur und die Entwicklung der 111-Texturpole beim Kaltstauchen von CuZn37

ist die mechanische Zwillingsbildung, die bei Messinglegierungen bei RT stattfindet

und nach einer gewissen Anfangsverformung einsetzt /Meyers2001/. Die

Zwillingsbildung bewirkt durch die Verkippung des Zwillings relativ zum Mutterkorn

die Schwächung der <110>-Stauchtextur /Sebald2001/ bzw. die Ausbildung der 111-

Texturpole unter Neigungswinkeln zur Belastungsachse.

Nach ca. 50% Stauchung wurde sowohl in CuZn10 als auch in CuZn37 eine <110>-

Stauchtextur bestimmt, wobei die Textur in CuZn37 mit einem Texturindex von 2.5

(Bild 6.107) deutlich schwächer ist als in CuZn10, für das ein Texturindex der <110>-

Stauchtextur von 4.2 bestimmt wurde (Bild 6.106). Die geringe Stärke der <110>-

Textur nach Kaltstauchung von CuZn37 im Vergleich zu CuZn10 ist darauf

zurückzuführen, dass sich die Kristallite aufgrund der mechanischen Zwillingsbildung

nicht kontinuierlich in <110>-Richtung eindrehen konnten.

Bei Stauchungen von über 30% ist weiterhin nicht auszuschließen, dass die <110>-

Stauchtextur durch die bei starker plastischer Verformung stattfindende

Scherbandbildung geschwächt wird (Bild 7.10). Die Schwächung der <110>-

Stauchtextur beruht darauf, dass das Innere der Scherbänder gegenüber dem Gitter

außerhalb des Bandes verdreht ist.

Gemäß dem Sachs-Modell, dessen Eignung für die Modellierung der Texturen in

Kupfer bzw. Messing gezeigt wurde /Pedersen1987, Leffers1987/, ist die Kopplung

der Kristallite relativ gering. Gleichzeitig besitzen Kupfer und die Messinglegierungen

eine relativ große elastische Anisotropie, die mit steigendem Zinkgehalt zunimmt. Die

elastische Anisotropie beeinträchtigt die Entwicklung der <110>-Stauchtextur jedoch

nicht, da die mit dem Versetzungsgleiten einhergehende Texturentwicklung der

Messinglegierungen dem Sachs-Modell folgt. Demnach gehen die Kristallite

unterschiedlicher Anfangsorientierung nach ausreichender großen Stauchungen

stets in eine stabile <110>-Endlage über. Die geringe Kristallit-Kristallit-

Wechselwirkung bei der Texturentwicklung während plastischer Verformung des

Kupfers und der Messinglegierungen kann darauf zurückgeführt werden, dass sich

durch starke Lokalisierung der plastischen Verformung z.B. in Gleitbändern das

Korninnere unabhängig von der Korngrenze verformt.

Dehnrateneinfluss der Fließgrenze

Die 0.2%-Stauchgrenze ebenso wie die Fließgrenze beim Torsionsversuch nehmen

sowohl bei RT als auch bei 300°C Verformungstemperatur kontinuierlich mit der

161

Dehnrate beim Stauchversuch bzw. Scherversuch zu. Der Zusammenhang zwischen

Dehnrate und Versetzungsdichte ist /Orowan1940, Taylor1934/:

⎪

⎭

⎪

⎬

⎫

⎪

⎩

⎪

⎨

⎧∗

τ⋅−Δ−

−⋅⋅⋅ρ=ε kT

exp

&(7.1)

Darin bedeuten b der Burgersvektor und ρmdie mittlere Versetzungsdichte im

Werkstoff. Diese Gleichung beschreibt die thermische Überwindung einer Barriere

der Freien Energie F mit Hilfe einer am Ort der Versetzung wirkenden effektiven

Schubspannung τ* bei einer endlichen Temperatur T. Der Vorfaktor v0ist die

Versetzungsgeschwindigkeit ohne Berücksichtigung des Temperatureinfluss. Er

ergibt sich aus dem Produkt der Anlauffrequenz der Versetzung gegen das Hindernis

νDmit der Sprungdistanz d. Die Sprungdistanz ist die freie Weglänge zwischen zwei

durch thermische Aktivierung zu überwindenden Hindernissen. V ist das sogenannte

Aktivierungsvolumen und k die Boltzmannkonstante.

Die auf Zunahme der Versetzungsdichte basierende Spannung ist:

•

ε≈τ (7.2)

Demnach müsste die 0.2%-Stauchgrenze um einen Faktor größer 500 ansteigen,

wenn die Zunahme der Stauchrate von 0.00025 s-1 auf 66.67 s-1 durch eine größere

Versetzungsdichte ermöglicht würde.

Nicht durch den Anstieg der Versetzungsdichte, sondern durch größere

Versetzungsgeschwindigkeiten v werden die größeren Verformungsgeschwindigkeit

getragen. Dabei gilt:

n•

ε≈τ (7.3)

Nimmt man beispielsweise einen Wert n gleich 25 an, der für LiF angegeben wird, so

führt die Erhöhung der Stauchrate von 0.00025 s-1 nach 66.67 s-1 zu einer Zunahme

der Fließspannung um den Faktor 1.65. Der Faktor 1.65 liegt im Gegensatz zu dem

Faktor 500 in der gleichen Größenordnung wie der experimentell bestimmte Wert von

ca. 2 für CuZn37.

Weiterhin beeinflusst die Verformungstemperatur im Druckversuch signifikant die

Dehnratenempfindlichkeit. Der Parameter D aus der Cowper-Symands-Gleichung ist

für das hochgeschwindigkeitsverformte Messing bei T=300°C im Vergleich zu RT

signifikant kleiner (Bild 6.91). In Bild 7.11 ist die Festigkeit bei unterschiedlichen D-

Werten für ein konstantes q und eine relative Festigkeit von 1 bei quasistatischer

Verformung mit einer Verformungsrate von 10-4 dargestellt. Demnach bedeutet der

kleinere D-Wert bei 300°C, dass die Dehnratenempfindlichkeit bei 300°C größer ist

als bei RT. Bei 300°C findet im Gegensatz zur Verformung bei RT keine

162

Zwillingsbildung, sondern lediglich Versetzungsgleiten statt /Meyers2001/, das für die

größere Dehnratenabhängigkeit im Vergleich zu RT verantwortlich ist.

1E-5 1E-4 1E-3 0.01 0.1 1 10 100 1000

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8

2.0

2.2

2.4

2.6

Dehnrate dε/ dt [s-1]

Relative Spannung σyd

/σy[a.u.]

q=4 und D=

20 s-1

30 s-1

40 s-1

50 s-1

60 s-1

Bild 7.11: Einfluss des Parameters D auf die Dehnratenempfindlichkeit

Der Parameter q der Cowper-Symands-Gleichung, der ebenfalls für das

hochgeschwindigkeitsverformte Messing bestimmt wurde (Bild 6.90), ist bei T=300°C

größer als bei RT. Ein größerer Wert für q bedeutet gemäß Bild 7.12, dass sich eine

Veränderung der Verformungsgeschwingkeit vor allen Dingen bei niedrigerer

Verformungsgeschwindigkeit deutlich auf die Fließgrenze auswirkt.

1E-5 1E-4 1E-3 0.01 0.1 1 10 100 1000

1.0

1.2

1.4

1.6

1.8

2.0

2.2

2.4

2.6

Dehnrate dε/ dt [s-1]

Relative Spannung σyd

/σy[a.u.]

D=40 s-1 und q=

Bild 7.12: Einfluss des Parameters q auf die Dehnratenempfindlichkeit

Bei 300°C sind im Gegensatz zur Verformung bei RT Klettern und Erholung wirksam,

die somit die Dehnratenempfindlichkeit bestimmen und folglich für die Zunahme des

q-Wertes der Cowper-Symands-Gleichung relevant sind.

Bei Torsion ist die Dehnratenempfindlichkeit der Fließgrenze kleiner als bei

einachsiger Druckverformung. Der mehrachsige Spannungszustand bei Torsion

163

bewirkt, dass mehr Gleitsysteme günstig zu den Lastspannungen liegen und dadurch

mehr Gleitsysteme gleichzeitig betätigt werden können.

Verfestigung und Entfestigung während plastischer Verformung

Bei RT zeigt CuZn37 während plastischer Verformung bis zu ca. 30% Stauchung

keine signifikante Abhängigkeit der Fließspannung von der Dehnrate. Da mit

zunehmender plastischer Verformung auch die Anzahl der Versetzungen steigt, sollte

die Fließspannung, wenn im gesamten Polykristall plastische Verformung eingesetzt

hat, noch deutlicher von der Verformungsgeschwindigkeit abhängen, als dies am

Übergang von elastischer zu plastischer Verformung beobachtet wird.

Mit zunehmender Versetzungsdichte verfestigen metallische Werkstoffe im

allgemeinen stärker. Verfestigung bedeutet eine Verringerung der Anzahl der

mobilen Versetzungen und eine Zunahme der zur Überwindung der Hindernisse

erforderlichen effektiven Schubspannung. Die mobilen Versetzungen werden zwar

teilweise in die Hindernisse eingebaut, aber gleichzeitig beschränkt sich die

Versetzungsbewegung auf kleinere hindernisärmere Bereiche. Im Rahmen der

vorliegenden Untersuchungen wurde festgestellt, dass die Versetzungsbewegung

sehr inhomogen ist, was sich auf ebenes Versetzungsgleiten in persistenten

Gleitbändern zurückführen lässt. Folglich ist die Versetzungs-Versetzungs-

Wechselwirkung und die daraus resultierende Verfestigung relativ gering, weshalb

schließlich makroskopisch keine Dehnratenempfindlichkeit festgestellt werden

konnte.

Im Bereich der Entfestigung ist beim Druckversuch bei RT die Änderung der

Fließspannung mit der Stauchung bei einer Stauchrate von 6.67 s-1 größer als bei

einer Stauchrate von 66.67 s-1. Mit zunehmender Entfestigung wird die Ausbauchung

der Druckproben und somit der effektive Querschnitt größer, so dass die scheinbare

Spannung zunimmt. Die Stauchung, oberhalb derer sich die Fließspannung

unterscheidet, ist genauso so groß wie die als Mindestdehnung für die Bildung von

Scherbändern in Messing genannte Dehnung /Batra2005/. Scherbandbildung ist eine

lokalisierte plastische Verformung, die sowohl die Textur durch die damit

einhergehende Gitterdrehung als auch die Versetzungsstrukturen beeinflusst.

Ausgelöst wird die Scherbandbildung u.a. durch lokale Erwärmung im Gefüge, wobei

von adiabatischen Scherbändern gesprochen wird. Da mit einer Zunahme der

Verformungsgeschwindigkeit mehr adiabatische Wärme entsteht, wird dadurch die

Entstehung adiabatische Scherbänder begünstigt. Demzufolge führt die Entstehung

der Scherbänder zu einer geringeren Entfestigung bei einer Stauchrate von 66.67 s-1

im Vergleich zur Stauchrate von 6.67 s-1. Erklärt werden kann die geringere

Entfestigung bei Scherbandbildung damit, dass dadurch ebene

Versetzungsanordnungen in zellartige Versetzungsnetzwerke überführt werden,

wodurch die Festigkeit ansteigt.

164

Oszillationen der Spannungs-Stauchungs-Kurven

Bei den Druckversuchen an den Strangpressprofilen aus CuZn37, mit der größten

verwendeten Stauchrate gleich 66.67 s-1 und einer Verformungstemperatur von RT

(Bild 6.85) und 300°C (Bild 6.87) besitzt die Spannungs-Stauchungs-Kurve einen

ausgeprägten wellenförmigen Verlauf, der im folgenden mit dem Begriff Oszillationen

gekennzeichnet wird. Wenn die Versuchstemperatur auf 700°C erhöht wird, treten

diese Oszillationen nicht mehr auf.

/Beiss1977/ weist auf die adiabatische Erwärmung während der

Hochgeschwindigkeitsverformung als Ursache für die Oszillationen der Spannungs-

Dehnungs-Kurven hin. Da die Umformwärme nicht sofort abgeführt wird, kommt es

während der Verformung zu einem regelmäßigen Wechsel von Erwärmung und

Wärmeabfuhr, womit auch die Fließspannung oszilliert.

Umordnungsvorgänge während plastischer Verformung, die ebenfalls zu

oszillierenden Spannungs-Stauchungs-Kurven führen könnten, sind im Cu-Zn-

Mischkristall ebenfalls bekannt. Aufgrund des relativ geringen Diffusionskoeffizienten

des Zinks im Messing wird eine solche Ursache jedoch ausgeschlossen.

RT liegt weit unterhalb der Rekristallisationstemperatur von Messing, so dass in

diesem Falle dynamische Rekristallisation als Ursache der Oszillationen

ausgeschlossen wird. Bei 300°C hingegen wird das Rekristallisationsintervall der

Messinglegierungen erreicht, so dass auch dynamische Rekristallisation eine

mögliche Ursache der Oszillationen bei dieser Temperatur ist.

165

7.3.2 Entwicklung der Mikroeigenspannungen während der

Kaltverformung und plastische Anisotropie

Übersicht

Die sin2ψ-Verläufe sowohl der stranggepressten als auch der nach dem

Strangpressen zusätzlich kaltgestauchten Messinglegierungen zeigen Hinweise auf

Mikroeigenspannungen, die auf eine inhomogene Verformung während des

Strangpressens zurückgeführt werden können. Bei den Strangpressprofilen liefert die

Auswertung der sin2ψ-Verläufe nach dem sin2ψ-Verfahren für unterschiedliche

Reflexe hkl in Querrichtung Druckeigenspannungen, die sich im Rahmen der

Fehlergrenzen nicht signifikant unterscheiden, aber weiterhin zeigen die sin2ψ-

Verläufe Oszillationen mit sog. "Nulldurchgängen" und "Maxima" (Bild 6.65). Nach

Kaltstauchung zeigen die sin2ψ-Verläufe nicht nur Oszillationen, sondern die

Auswertung verschiedener Reflexe hkl liefert außerdem dem Vorzeichen und dem

Betrag nach sehr unterschiedliche Eigenspannungen (Bild 6.108). Die sin2ψ-

Auswertung der Messungen am 111-Reflex der α-Phase liefert somit stets besonders

große positive Radial- und Tangentialeigenspannungen in der Mitte des

Strangpressquerschnitts, die sin2ψ-Auswertung der Messungen am 220-Reflex α-

Phase stets große Druckeigenspannungen in Radial- und Tangentialrichtung.

Bild 7.13: Entwicklung der Mikroeigenspannungen mit zunehmender Kaltstauchung

Somit können folgende Stadien unterschieden werden (Bild 7.13):

¾Strangpressprodukte: hkl-unabhängige Radialeigenspannungen aus der

sin2ψ-Auswertung, Oszillationen in den sin2ψ-Verläufen, erholtes und

rekristallisiertes Gefüge;

¾Strangpressen und Kaltstauchung mit bis zu 10% Stauchung: hkl-abhängige

Radialeigenspannungen aus der sin2ψ-Auswertung und Oszillationen in den

sin2ψ-Verläufen, richtungsabhängige Mikrostrukturen, jedoch keine Subkörner;

¾Strangpressen und Kaltstauchung mit über 15% Stauchung: hkl-abhängige

Radialeigenspannungen aus der sin2ψ-Auswertung und Oszillationen in den

sin2ψ-Verläufen, richtungsabhängige Mikrostrukturen, Zellen bzw. Subkörner.

166

Im folgenden wird der Zusammenhang zwischen den Gefügen und Mikrostrukturen in

den unterschiedlichen Stadien einerseits sowie den Nichtlinearitäten und hkl-

Abhängigkeiten der sin2ψ-Verläufe andererseits diskutiert.

CuZn37 nach dem Strangpressen, 0% Stauchung

Nach dem Strangpressen liegen in der α-Phase der Strangpressprofile aus CuZn37

in radialer Richtung im Kern Druckeigenspannungen vor (Bild 6.64), die ca. -20 MPa

betragen. Die Radialeigenspannungen entstehen dadurch, dass der Bolzen während

des Strangpressens in axialer Richtung vom Stempel und quer zur Strangpressachse

durch die Matrizenwand durch Druck belastet wird /Osaka1971/. Da Kupferwerkstoffe

bei den hohen Temperaturen während des Strangpressens eine relativ niedrige

Fließgrenze besitzen, werden die Eigenspannungen während des Abkühlens nahezu

abgebaut. Sie liegen deutlich unterhalb der Fließgrenze, die bei allen

Strangpressprofilen aus CuZn37 mindestens 100 MPa beträgt (Bild 6.82), und dem

Betrag nach auch wesentlich unterhalb der Mindestspannungen für

Spannungsrisskorrosion in Messing. Für letztere wird in /Dies1967/ ein Wert um die

100 MPa aufgeführt.

Bild 7.14: Auswirkungen der Mikroeigenspannungen auf die sin2ψ-Verläufe der

Strangpressprodukte und Annahmen für die Modellierung der sin2ψ-Verläufe

Für die Modellierung der nichtlinearen sin2ψ-Verläufe der Strangpressprodukte wurde

entsprechend den experimentellen Beobachtungen ein schwach verformtes Gefüge

angenommen, in dem keine Subkörner vorhanden sind. Folgende Orientierungen der

α-Phase treten aufgrund der Strangpresstextur in CuZn37, bestehend aus der

<100>-Texturkomponente und der <111>-Texturkomponente, längs bzw. quer zur

Strangpressachse häufig auf und wurden entsprechend für die Modellierung der

sin2ψ-Verläufe verwendet: <100>, <111>, <110> und <311>. Außerdem wurden die

bei CuZn10 gefundenen Orientierungen <511> und <233> berücksichtigt.

Gemäß

hkl

cos

0hkl

χε

⋅= (7.4)

167

erfolgte die Berechnung der aus ε0= 0.001 resultierenden Dehnungen hkl

in den

Richtungen hkl

relativ zur Radialrichtung des Strangpressproduktes, unter denen

für den Reflex hkl aufgrund der Strangpresstextur sowie der kristallographischen

Winkelbeziehungen zwischen den verschiedenen Netzebenenscharen im kfz-Gitter

ein Texturpol der entsprechenden Netzebenenschar liegt. Experimentelle

Untersuchungen zeigen, dass sich Kupferwerkstoffe und Messinglegierungen bei

plastischer Verformung gemäß dem Reuss-Modell verhalten /Pedersen1987,

Leffers1987/, d.h., es liegt ein homogener Spannungszustand vor. Dementsprechend

wurde die experimentell gefundene mittlere Dehnung von ε0= 0.001 in

Radialrichtung der hier untersuchten Strangpressprodukte aus CuZn37 sowie die

Dehnungen hkl

mit dem Faktor hkl

E1gewichtet.

0.00.20.40.60.81.0

3.695

3.696

3.697

3.698

3.699

3.700

3.701

3.698

3.699

3.700

3.701

3.702

3.703

3.704

Experiment

α222

α002

Gitterparameter a [Α],experimentell

sin2ψ

Modell

α222

α002

Gitterparameter a [A],Modell

Bild 7.15: Experimentelle und modellierte sin2ψ-Verläufe der Strangpressprodukte,

CuZn37 (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s,ϕ=3),α-Phase, 222- und 002-Reflex

Der sich daraus ergebende Gitterparameter a in Abhängigkeit von sin2ψist in

Bild 7.15 für den 222- und den 002-Reflex der α-Phase von CuZn37, stranggepresst

bei TBolz = 700°C mit vStrang = 0.3 m/s und ϕ= 3, den experimentellen Verläufen

gegenübergestellt. Der Kippwinkel ψist mit hkl

entsprechend

hkl

χψ

−°= (7.5)

verknüpft. Die modellierten Wertepaare a vers. sin2ψstimmen vergleichsweise gut

mit dem Verlauf der experimentellen d-sin2ψ-Kurven überein.

168

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0

3.694

3.695

3.696

3.697

3.698

3.699

3.698

3.699

3.700

3.701

3.702

3.703

Experiment

α311

Gitterparameter a [Α], experimentell

sin2ψ

Modell

α311

Gitterparameter a [A], Modell

Bild 7.16: Experimenteller und modellierter sin2ψ-Verlauf der Strangpressprodukte,

CuZn37 (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s,ϕ=3),α-Phase, 311-Reflex

Eine vergleichsweise gute Übereinstimmung zwischen den modellierten Wertepaaren

dem Verlauf der experimentellen d-sin2ψ-Kurven wurde auch für den 311-Reflex der

α-Phase gefunden (Bild 7.16). Die Oszillationen in den sin2ψ-Verläufen der

Strangpressprodukte resultieren somit aus der Strangpresstextur und dem Reuss-

Verhalten der Eigenspannungen. Für eine detaillierte Beschreibung der

experimentellen sin2ψ-Verläufe ist eine Verfeinerung des Modells notwendig, die von

einer weniger starken und scharfen Strangpresstextur der α-Phase ausgeht.

sin2ψ-Verläufe von CuZn37 nach Kaltstauchung

Durch Kaltstauchung von CuZn37 werden die Eigenspannungen in der α-Phase dem

Betrag nach verstärkt, bis die Stauchung einen bestimmten Grenzwert erreicht. Im

Falle von CuZn37, das bei TBolz =700°C mit v

Strang = 0.3 m/s und ϕ= 3 hergestellt

wurde,liegt dieser Stauchgrad bei 10% (Bild 6.124). Die 15% gestauchte Probe

besitzt dem Betrag nach bereits geringfügig kleinere Eigenspannungen als die 10%

gestauchte Probe.

Während im stranggepressten Zustand die Auswertung aller Beugungsreflexe nach

dem sin2ψ-Verfahren gleiche Eigenspannungen liefert, führt die Kaltstauchung von

CuZn37 im Anschluss an das Strangpressen zu einer ausgeprägten hkl-Abhängigkeit

der Eigenspannungen bezüglich des Vorzeichens und des Betrages der

Eigenspannungen. Mit Hilfe des α200-Reflexes werden Zugeigenspannungen

ermittelt, während der α220-Reflex Druckeigenspannungen liefert (Bild 6.124).

Ursache der Eigenspannungen sind sowohl eine makroskopisch lokal

unterschiedliche Formänderung als auch die unterschiedlich starke plastische

Verformung von Kristalliten unterschiedlicher Orientierung. Die aus der Steigung der

169

sin2ψ-Verläufe ermittelten Eigenspannungen sind folglich keine Makroeigenspannun-

gen, sondern Eigenspannungen II.Art.

Bedingt durch die Reibkraft zwischen dem Druckstempel sowie der Kontaktfläche der

Probe entsteht in der Umgebung des Stempels eine Zone geringer Verformung, die

mit zunehmender Stauchung immer weiter Richtung Probenzentrum wächst, bis sie

sich schließlich über die gesamte Probenlänge erstreckt. Dadurch entsteht zwischen

dem Kern und dem Rand der Druckprobe eine Zwischenzone besonders starker

Verformung, die auf den Kern drückt und dadurch Druckeigenspannungen erzeugt.

Die unterschiedliche Verformung von Rand und Kern sowie daraus resultierende

Eigenspannungen werden auch beim einachsigen Zugversuch beobachtet

/Dölle1976/. Sie sind beim Stauchversuch aufgrund der zusätzlichen Reibkräfte

zwischen Stempel und Stirnfläche der Proben stärker ausgeprägt als beim

Zugversuch. Darüber hinaus werden die Kristallite je nach Ausgangsorientierung

unterschiedlich stark plastisch verformt, wobei auch bei gleichem Umformgrad

verschiedene Versetzungsstrukturen auftreten. Nach 10% Stauchung von CuZn37

wurden beispielsweise sowohl gleichmäßig verteilte Versetzungen (Bild 6.97) als

auch Zellen gefunden (Bild 6.98). Die Körner der <110>-Kristallitgruppe wurden

besonders stark druckverformt und besitzen deshalb eine Orientierung entsprechend

der für kfz Metalle üblichen Stauchtextur. Die Druckeigenspannungen der <110>-

Kristallitgruppe werden durch Zugeigenspannungen in der <100>-Kristallitgruppe im

Gleichgewicht gehalten.

CuZn37, 10% Stauchung

Oszillationen und hkl-Abhängigkeiten der sin2ψ-Verläufe

Bei den kaltgestauchten Proben waren weitere Annahmen notwendig, um die

experimentellen sin2ψ-Verläufe zu modellieren. Aufgrund der Ausbildung von

unterschiedlichen Kristallitgruppen tritt an die Stelle des vom Reflex hkl

unabhängigen ε0für jeden Reflex unterschiedliches ε0,hkl, das den experimentellen

sin2ψ-Verläufen für die Reflexe 001, 011 und 111 der α-Phase in radialer Richtung,

d.h. unter ψgleich 90°, entnommen wurde: ε0,110, = -0.001, ε0,111, = -0.0001 und

ε0,100, = 0.001. Weiterhin wurde das anisotrope Hookesche Gesetz anstelle des

isotropen Hookeschen Gesetzes für die Gewichtung der Dehnungen verwendet.

Nach 10% Stauchung wurden zwar im Gegensatz zu 25% Stauchung von CuZn37

keine Hinweise auf Subkörner gefunden, aber auch bei relativ niedrigen

Stauchgraden von ca. 10% liegen bereits richtungsabhängige Mikrostrukturen vor.

170

Bild 7.17: Auswirkungen der Mikroeigenspannungen auf die sin2ψ-Verläufe der

kaltgestauchten Proben aus CuZn37 und Annahmen für die Modellierung der sin2ψ-

Verläufe der kaltgestauchten Proben

Die Resultate der richtungsabhängigen röntgenographischen Linienprofilanalyse

wurden bei der Modellierung der experimentellen sin2ψ-Auswertung berücksichtigt.

Dazu erfolgte die Multiplikation der modellierten Gitterparameter mit den relativen

Mikrodehnungen in der jeweiligen Probenrichtung, weil die Versetzungen zu einer

Verstärkung der Gitterverspannung führen, bzw. die Division der modellierten

Gitterparameter durch die relative Zwillingswahrscheinlichkeit, weil die

Zwillingsbildung zu einer Relaxation des Netzebenenabstandes führt. Die

Versetzungsdichte fand beim 011-Reflex Berücksichtigung, der sich in der

Linienprofilanalyse aufgrund des Burgersvektors 1/2a[110] in den kfz-Metallen

besonders sensitiv für die Versetzungsdichte zeigt, die Zwillingswahrscheinlichkeit

beim 001-Reflex, der eine besonders deutliche Asymmetrie des

Röntgenreflexlinienprofils zeigte, und außerdem noch die

Stapelfehlerwahrscheinlichkeit der 111-Netzebenen beim 111- bzw. 222-Reflex.

2.0

2.2

2.4

2.6

2.8

3.0

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

3.693

3.694

3.695

3.696

3.697

002 Experiment

Gitterparameter a [A]

sin2ψ

002 Modell

Gitterparameter a [A], Modell

Bild 7.18: Experimenteller und modellierter sin2ψ-Verlauf, CuZn37, α-Phase, indirekt

stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s,ϕ= 3) und 10% gestaucht, 002-

Reflex

171

0.0 0.2 0.4 0.6

3.6950

3.6955

3.6960

3.6965

3.6970

3.6975

022 Experiment

Gitterparameter a [A]

sin2ψ

022 Modell

Gitterparameter a [A], Modell

Bild 7.19: Experimenteller und modellierter sin2ψ-Verlauf, CuZn37, α-Phase, indirekt

stranggepresst (TBolz =700°C, v

Strang =0.3m/s,ϕ= 3) und 10% gestaucht, 022-

Reflex

Im Fall der mit 10% kaltgestauchten Probe schmiegen sich die modellierten

Wertepaare a vers. sin2ψqualitativ gut an den Verlauf der experimentellen d-sin2ψ-

Kurven an. Ohne Berücksichtigung der richtungsabhängigen Mikrostrukturen

hingegen war die Modellierung der qualitativen sin2ψ-Verläufe der verschiedenen

Reflexe hkl nicht zufriedenstellend, wobei der generelle Verlauf der Wertepaare a

vers. sin2ψdeutlich von den experimentellen Verläufen abwich. Quantitativ

überstreichen die modellierten d-sin2ψ-Kurven gegenüber den experimentellen d-

sin2ψ-Verläufen einen deutlich größeren Wertebereich, was durch die Einführung

eines konstanten Faktors für die rel. Mikrodehnungen, Zwillings- bzw.

Stapelfehlerwahrscheinlichkeiten berücksichtigt werden kann.

Richtungsabhängigkeit der Mikrodehnungen aus der Linienprofilanalyse

Der Vergleich zwischen den im TEM beobachteten Versetzungsanordnungen, den

richtungsabhängigen Mikrodehnungen und den Oszillationen der sin2ψ-Verläufe bei

10% Stauchung von CuZn37 zeigt, dass sich die Richtungsabhängigkeit der im

vorliegenden Fall Versetzungsanordnungen sowohl in den Oszillationen als auch in

den richtungsabhängigen Mikrodehnungen (Bild 7.20) äußert.

Entsprechend Bild 6.97 zeichnen sich die in der Stauchachse nahezu auf <110>

eingedrehten Körner der α-Phase bei 10% Stauchung durch Doppelgleiten in zwei

Gleitsystemen mit Stufenversetzungen aus. Diese Versetzungsanordnung wird im

folgenden durch zwei unendlich angeordnete Halbebenen beschrieben, deren

Burgersvektoren 0.5a <110> und 0.5a <011> sind und denen unterschiedliche

Gleitebenen zugeordnet sind. Die Halbebenen wurden als unendlich ausgedehnt

betrachtet, so dass die Dehnungen in der Halbebene gleich null sind. Senkrecht zu

der Halbebene treten hingegen durch die Verspannung Mikrodehnungen auf, die

172

gleich 1 gesetzt werden. Bezogen auf ein kartesisches Koordinatensystem, dessen

x-Achse parallel zum kristallographischen <110>-Vektor liegt, resultiert für das Korn

mit den beiden Stufenversetzungen aus Bild 6.79 folgender Dehnungstensor bei ψ

= 0 und ϕ=0:

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−−

−

6877.13976.02381.0

3976.02298.01377.0

2381.01377.00824.0

. (7.6)

Die Mikrodehnungen in der 10% gestauchten Probe wurde experimentell bei

konstantem Drehwinkel ϕfür unterschiedliche Kippwinkel ψbestimmt (Bild 7.16). In

Übereinstimmung mit den gleichmäßig über das gesamte Korn verteilten

Versetzungen (Bild 6.97) und das Fehlen von Subkörnern kann keine kontinuierliche

Zunahme oder Verringerung der Mikrodehnungen mit dem Winkel ψfestgestellt

werden. Darüber hinaus sind die Mikrodehnungen bei ψ= 10° und ψ= 25° maximal.

0 1020304050

0.005

0.006

0.007

0.008

0.009

0.010

0.011

0.012

0.013

Mikrodehnung [A]

Inklinationswinkel ψ[°]

Bild 7.20: Mikrodehnungen in Abhängigkeit vom Inklinationswinkel ψ, CuZn37, α-

Phase, indirekt stranggepresst (TBolz = 700°C, vStrang =0.3m/s, ϕ= 3), und 10%

gestaucht

Gleichzeitig wurde der Einfluss der Kippung um ψbzw. Drehung um ϕauf die

Komponente εzz des Mikrodehnungstensors aus Gl. 7.6 berechnet und in Bild 7.17

dargestellt. Bei einer Drehung um den Winkel ϕinnerhalb der Probenoberfläche

verändert sich die Orientierung der Versetzungen relativ zur Oberflächennormalen

nicht. Aus Bild 7.21 geht hervor, dass bei einer Drehung um ϕdie Lage des

Mikrodehnungsmaximums in ψproportional zu der Drehung verschoben wird. Wird

der Kristallit hingegen nur relativ zur Oberflächennormalen um den Winkel ψgekippt

und damit die Anordnung der Versetzungen relativ zum Beugungsvektor geändert,

dann verändert sich der Betrag der Mikrodehnung εzz.

173

Bild 7.21: Abhängigkeit der Mikrodehnung von der Kornorientierung relativ zur

Probenoberflächennormalen, Drehwinkel ϕliegt in der Probenoberfläche, Kippwinkel

ψsenkrecht zur Probenoberfläche

Gemäß der Rechnung beeinflusst bei einer Kippung der Halbebene gegenüber der

Probennormalen sowohl die Drehung des Korns um ψals auch um ϕden Verlauf der

Mikrodehnungen in Abhängigkeit vom Kippwinkel ψ. Weiterhin stammen die beiden

Maxima, die ungefähr gleich groß sind, demzufolge sehr wahrscheinlich von

Kristalliten, deren Versetzungen bezüglich der Oberflächennormalen gleich

angeordnet sind, die aber gegeneinander um die Oberflächennormale gedreht sind.

Die beiden Maxima in Bild 7.20 sind um ψgleich 10° bzw. 0.2 rad verschoben, was

gemäß Bild 7.21 durch eine Drehung um ca. den gleichen Winkel in ϕverursacht

wird. Der Winkel liegt in der gleichen Größenordnung wie der Winkel zwischen den

beiden Texturpolen durch Versetzungsgleiten einerseits und mechanische

Zwillingsbildung andererseits (Bild 6.105). Eine naheliegende Erklärung ist deshalb,

dass die beiden Maxima durch das Nebeneinander von verzwillingten und

unverzwillingten Gefügebereichen mit gleicher Versetzungsanordnung verursacht

werden.

174

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8

3.6930

3.6935

3.6940

3.6945

3.6950

3.6955

3.6960

3.6965

3.6970

3.6975

α220

α200

Gitterparameter a [A]

sin2ψ

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8

α220

α200

Relative Intensität [a.u.]

sin2ψ

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8

0.82

0.84

0.86

0.88

0.90

0.92

0.94

0.96

0.98

1.00

1.02

α220

α200

Relative Halbwertsbreite [a.u.]

sin2ψ

Bild 7.22 a - c: Verläufe der Gitterparameter, der rel. Intensität und der rel.

Halbwertsbreite, CuZn37, α-Phase, indirekt stranggepresst (TBolz =700°C,

vStrang =0.3m/s,ϕ= 3) und 10% gestaucht

In den sin2ψ-Verläufen des 002-Reflexes und des 022-Reflexes der α-Phase der mit

10% kaltgestauchten Probe aus CuZn37 (Bild 7.22) sind die Punkte mit Pfeilen

markiert, in denen sich gemäß der kristallographischen Winkelbeziehungen zwischen

den unterschiedlichen Netzebenenscharen hkl des kfz-Gitters das in Bild 6.97

175

dargestellte Korn auswirkt. Die entsprechenden d-Werte liegen nahe einem

„Maximum“. Das entspricht der Beobachtung mittels TEM, dass diese Kristallite im

Vergleich zu den anderen Kristalliten besonders viele Versetzungen enthalten

(Bild 6.37). In Übereinstimmung damit befindet sich die Orientierung des hinsichtlich

der Versetzungen untersuchten Korns in der Nähe des <110>-Pols, der sich bei

Kaltstauchung von fcc Metallen einstellt.

CuZn37, 25% Stauchung

Für 25% Stauchung von CuZn37 wurden die sin2ψ-Verläufe unter den gleichen

Annahmen modelliert wie für 10% Stauchung. In beiden Fällen liegen gerichtete

Mikrostrukturen vor, wobei jedoch nach 25% Verformung die Mikrostrukturen stärker

gerichtet sind als nach 10% Verformung. Anders als nach 10% Stauchung weist die

Richtungsabhängigkeit der Domänengröße nach 25% Stauchung (Bild 6.110) z.B.

auf Subkörner hin.

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

3.693

3.694

3.695

3.696

3.697 Experiment

Gitterparameter a [A], Modell

Gitterparameter a [A], experimentell

sin2ψ

Modell

Bild 7.23: Experimenteller und modellierter sin2ψ-Verlauf, CuZn37, α-Phase, indirekt

stranggepresst (TBolz = 600°C, vStrang =0.5m/s,ϕ= 3) und 25% gestaucht, 022-

Reflex

2.8

3.0

3.2

3.4

3.6

3.8

4.0

4.2

4.4

4.6

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

3.6934

3.6936

3.6938

3.6940

3.6942

3.6944

3.6946

3.6948 Experiment

Gitterparameter a [A], experimentell

sin2ψ

Modell

Gitterparameter a [A], Modell

Bild 7.24: Experimenteller und modellierter sin2ψ-Verlauf, CuZn37, α-Phase, indirekt

stranggepresst (TBolz = 600°C, vStrang =0.5m/s,ϕ= 3) und 25% gestaucht, 111-

Reflex

176

3.694

3.695

3.696

3.697

3.698

3.699

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8

3.6935

3.6940

3.6945

3.6950

3.6955

Gitterparameter a [A], Modell

Experiment

Gitterparameter a [A], experimentell

sin2ψ

Modell

Bild 7.25: Experimenteller und modellierter sin2ψ-Verlauf, CuZn37, α-Phase, indirekt

stranggepresst (TBolz = 600°C, vStrang =0.5m/s,ϕ= 3) und 25% gestaucht, 311-

Reflex

Die experimentellen und die modellierten sin2ψ-Verläufe der 25% kaltgestauchten

Proben zeigen eine gute qualitative Übereinstimmung (Bild 7.23 bis Bild 7.25).

Beispielsweise zeigt das Modell ebenso wie der experimentelle sin2ψ-Verlauf des

022-Reflexes der α-Phase von CuZn37 nach 25% Stauchung eine Verringerung der

d-Werte von sin2ψ= 0 zu sin2ψ=0.4. Wennsin

2ψ= 0.4 überschritten wird, nimmt

der d-Wert wieder zu. Quantitativ variieren die absoluten d-Werte der modellierten

sin2ψ-Verläufe im Falle des 022- und des 111-Reflexes über einen im Vergleich zu

den experimentellen Werten deutlich größeren Wertebereich.

Zusammenfassung

Die zuvor beschriebenen Modelle zur Beschreibung sin2ψ-Verläufe zeigen eine

grundsätzliche qualitative Übereinstimmung mit den experimentellen Ergebnissen.

Gleiche Reflexe zeigen nach gleich großem Stauchgrad für verschiedene

Ausgangszustände, die sich hinsichtlich der Textur oder Korngröße unterscheiden,

qualitativ ähnliche sin2ψ-Verläufe. So wurde insbesondere im sin2ψ-Verlauf für den

110-Reflex der α-Phase von CuZn37 nach 20% bis 30% Stauchung ein lokales

Minimum bei sin2ψ= 0.4 gefunden (Bild 7.23).

Für die Modellierung reichte nicht nur die Annahme des Reuss- bzw. Sachs-

Verhaltens in Verbindung mit der Textur aus, im Falle der kaltverformten Proben

mussten auch die richtungsabhängigen Mikrostrukturen berücksichtigt werden. Mit

Hilfe der Berücksichtigung der richtungsabhängigen Mikrodehnungen, Zwillinge und

Stapelfehler in den kaltgestauchten Proben konnten hingegen die unregelmäßigen

Oszillationen der experimentellen sin2ψ-Verläufe weitgehend reproduziert werden. So

zeigt beispielsweise die Modellierung das lokale Minimum des sin2ψ-Verlaufs für den

110-Reflex der α-Phase von CuZn37 bei sin2ψ= 0.4 nach Stauchung.

177

7.3.3 Einfluss der Mikrostruktur auf die makroskopische plastische

Anisotropie

Richtungsabhängigkeit der Fließgrenze

Die 0.2%-Stauchgrenze in 0°-Richtung korreliert stark mit der 0.2%-Dehngrenze des

Zugversuchs in 0°-Richtung und ist dem Betrag nach nur geringfügig größer als die

Fließgrenze im Zugversuch.

Bild 7.26: Korrelation zwischen 0.2%-Stauchgrenze und 0.2%-Dehngrenze der

Strangpressprodukte am Beispiel von CuZn37

Dem Betrag nach unterscheiden sich die im Zugversuch und im Druckversuch

bestimmten Fließgrenzen um maximal 10 MPa (Bild 7.26), was im Rahmen der

Fehlergrenzen ein sehr geringer Unterschied ist. Die Radial- und

Tangentialeigenspannungen in den Strangpressprofilen betragen ca. -20 MPa und

liegen somit in der Größenordnung, um die sich die 0.2%-Stauchgrenze und die

0.2%-Dehngrenze im Zugversuch dem Betrag nach voneinander unterscheiden.

Neben den Eigenspannungen ist auch der Bauschingereffekt eine mögliche Ursache

der dem Betrag nach unterschiedlichen 0.2%-Stauchgrenze und 0.2%-Dehngrenze.

Da es sich beim Strangpressen um ein Druckumformverfahren handelt, müsste also

im Fall, dass der Bauschingereffekt auftritt, die 0.2%-Stauchgrenze dem Betrage

nach systematisch größer sein als die 0.2%-Dehngrenze. Das ist in

Übereinstimmung mit den experimentellen Befunden.

Eine signifikante Variation der Festigkeit wurde hingegen im Stauchversuch mit der

Belastungsrichtung relativ zur Strangpressachse gefunden, wobei unterschiedliche

Verläufe der 0.2%-Stauchgrenze vers. Belastungsrichtung auftreten (Bild 6.113). Mit

Hilfe des Programms Textur-ODF /Bunge1993/, lässt sich die aus der Textur

100 110 120 130 140 150 160

-100

-110

-120

-130

-140

-150

-160

-170

0.2%-Stauchgrenze Rd0.2

[MPa]

0.2%-Fließgrenze Rp0.2

[MPa]

178

resultierende Richtungsabhängigkeit der Fließgrenze berechnen. Bild 7.27 zeigt z.B.

den Taylor-Faktor, der proportional der Fließgrenze ist, für indirekt stranggepresstes

CuZn20 mit TBolz = 650°C, vStrang = 0.5 m/s und ϕ= 3. Das Gleitsystem mit dem

Burgersvektor 1/2a<110> ist aktiv, wenn die Stufenversetzungen nicht wesentlich

aufspalten. Wenn die Stufenversetzungen in Partialversetzungen aufspalten, ist der

Burgersvektor gleich 1/6a<112>.

-10 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

2.98

3.00

3.02

3.04

3.06

3.08

3.10

-100

-110

-120

-130

-140

-150

-160

Taylor-Faktor

für Burgersvektor

<110>

<112>

Taylor-Faktor

Inklinationswinkel ψ[°]

0.2%-Stauchgrenze Rd0.2

[MPa]

0.2%-Stauchgrenze

Bild 7.27: Richtungsabhängigkeit des Taylor-Faktors nach dem Strangpressen und

der experimentellen 0.2%-Stauchgrenze, CuZn20, indirekt stranggepresst

(TBolz = 650°C, vStrang = 0.5 m/s und ϕ=3)

In beiden Fällen variiert der Taylorfaktor nur geringfügig mit dem Inklinationswinkel ψ,

wobei unter ψ= 50° ein minimaler Taylorfaktor auftritt. Experimentell wurde eine

maximale 0.2%-Stauchgrenze unter ψ= 45° bestimmt. Dieser Befund trifft auf die

meisten im Rahmen dieser Arbeit untersuchten Strangpressprodukte zu.

Ursache für die unterschiedliche Richtungsabhängigkeit des berechneten Taylor-

Faktors einerseits und der experimentellen 0.2%-Stauchgrenze andererseits sind die

Eigenspannungen in dem Strangpressprodukt. Durch das Strangpressen werden in

axialer Richtung (ψgleich 0°) und in radialer Richtung (ψgleich 90°)

Druckeigenspannungen erzeugt, die sich mit den Lastspannungen beim

Stauchversuch überlagern und dadurch die makroskopische Fließgrenze reduzieren

/Hauk1997/. Die Fließgrenzen im Stauchversuch unterscheiden sich in Abhängigkeit

von der Probenrichtung um maximal 20 MPa, was in der Größenordnung der zu

erwartenden Eigenspannungen in stranggepresstem Messing liegt.

Weiterhin können Versetzungswände die Richtungsabhängigkeit der Festigkeit in

Halbzeugen und Bauteilen signifikant beeinflussen. Da die Strangpressprodukte aus

Messing im Warmumformverfahren hergestellt wurden, bei dem Rekristallisation und

Erholung stattgefunden haben, ist der Beitrag der Versetzungen zur

Richtungsabhängigkeit der Festigkeit im Vergleich zum Eigenspannungszustand

jedoch vernachlässigbar.

179

Einfluss des Zinkgehaltes auf den r-Wert

Der mittlere r-Wert nimmt mit steigendem Zinkgehalt der Messinglegierung

tendenziell ab (Bild 6.114). Durch die Zugabe von Zink wird die Stapelfehlerenergie

verringert (Bild 2.9), so dass die vollständigen Versetzungen zunehmend in

Partialversetzungen mit 1/6a<112>-Burgersvektoren aufspalten. Mittels Textur-ODF

/Bunge1993/ wurden die aus der Strangpresstextur resultierenden r-Werte für

CuZn37 berechnet (Bild 7.28).

0 102030405060708090

1.04

1.06

1.08

1.10

1.12

1.14

1.16

1.18

1.20

1.22

1.24

1.26

1.28

1.30 Burgersvektor=

<110>

<112>

r-Wert

Inklinationswinkel ψ[°]

Bild 7.28: Richtungsabhängigkeit des r-Wertes, berechnet mit Textur-ODF, CuZn37,

indirekt stranggepresst (TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

Die Rechnung zeigt, dass die Aufspaltung in Partialversetzungen Ursache für die

geringere Schärfe und Stärke der aus der Verformung resultierenden Textur ist und

damit zu einer Verringerung des r-Wertes führt. Die Untersuchungen von Barrett und

Levenson /Barrett1940/ an Aluminium zeigen z.B Orientierungsunterschiede von

einigen Grad innerhalb einzelner Körner, in denen unterschiedliche Gleitsysteme

aktiviert wurden.

Wenn die elastischen Wechselwirkungen beispielsweise durch einen großen E-

Modul oder ein kleines Korn verstärkt werden, nimmt der r-Wert ebenfalls ab

/Dimeg2005, Jitsukawa2003/. Verstärkend auf die elastischen Wechselwirkungen

zwischen den Körnern wirkt bei steigendem Zinkgehalt der Messinglegierungen die

Zunahme der elastischen Anisotropie (Bild 2.6). Da Kupfer und Messinglegierungen,

wie bereits in Abschnitt 7.3.2 diskutiert, dem Sachs-Modell folgen, sind die

elastischen Korn-Korn-Wechselwirkungen für die Texturentwicklung im Vergleich zu

anderen Metallen von untergeordneter Bedeutung. Dementsprechend gering ist der

Einfluss der elastischen Anisotropie auf den r-Wert.

Weiterhin begünstigt die mit steigendem Zinkgehalt der Messinglegierungen

abfallende Stapelfehlerenergie die mechanische Zwillingsbildung, mit der bedingt

180

durch die Gitterrotation der Zwillinge eine Schwächung der sich bei ausschließlich

Versetzungsgleiten entwickelnden Umformtextur einhergeht. Die daraus

resultierende nehazu regellose Textur führt dann zu r-Werten, die sich dem isotropen

Fall r=1 annähern.

Einfluss der Textur auf den r-Wert

Mit zunehmender Stärke der <111>-Komponente der <100>/<111>-

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen nimmt bei CuZn37 der r-Wert

tendenziell zu (Bild 7.29). Der experimentelle Befund ist in Übereinstimmung mit

/MPIE2001/, wonach verformungsbedingte Fasertexturen die axiale Anisotropie

verstärken.

1.8 2.0 2.2 2.4

0.88

0.92

0.96

1.00

1.04

1.08

1.12

1.16

1.20

1.24

1.28

1.32

Mittlere Anisotropie rquer

Texturindex der <111>-Faser

Bild 7.29: Einfluss der <111>-Komponente der <100>/<111>-Doppelfasertextur der

α-Phase vom Strangpressen auf den r-Wert, CuZn37, indirekt stranggepresst und

gestaucht

Die Ausbildung der Fasertextur führt dazu, dass die Proben in Richtung der

Texturfaser ein geringeres Dehnungsvermögen besitzen als in der Querrichtung. In

Bild 7.30 sind die mit Textur-ODF berechneten und die experimentellen r-Werte für

unterschiedliche Richtungen ψein Strangpressprofil aus CuZn10, das eine relativ

starke <uvw>{111} - Texturkomponente und gleichzeitig eine schwache

<uvw>{100} - Texturkomponente besitzt, gegenübergestellt.

181

0 102030405060708090

1.10

1.15

1.20

1.25

1.30

1.35

1.40

1.45

1.00

1.05

1.10

1.15

1.20

1.25

r-Wert, experimentell

r-Wert berechnet,

Burgersvektor

<110>

<112>

r-Wert, berechnet

Inklinationswinkel ψ[°]

r-Wert, experimentell

Bild 7.30: Richtungsabhängigkeit des r-Wertes, CuZn10, indirekt stranggepresst

(TBolz = 650°C, vStrang =0.5m/s,ϕ=3)

Sowohl die Berechnung auf der Basis der Textur in dem Strangpressprodukt als auch

das Experiment zeigen, dass der r-Wert für die Belastung in 0°-Richtung wesentlich

kleiner ist als in 90°-Richtung. Weiterhin unterscheiden sich die Ergebnisse für die

45°- und 90°-Richtung. Während die Berechnung für 45° einen kleineren r-Wert als

für 90° liefert, ist der experimentelle Befund gerade umgekehrt. Die Abweichung

zwischen Berechnung und experimentellen Werten sowie die nur schwache

Abhängigkeit des r-Wertes von der Stärke der <111>-Komponente der <100>/<111>-

Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen sind ein Hinweis darauf, dass

weitere Gefüge- und mikrostrukturelle Einflüsse mit der Textur überlagert sind.

Einfluss der Zwillingsbildung auf den r-Wert

Mit zunehmender Dehnrate wird der Lankford-Parameter kleiner. Einem Wert von r0°

gleich 1.32 bei 0.00025 s-1 steht ein r0° gleich 1.07 bei einer Stauchrate gleich

66.67 s-1 gegenüber (Bild 6.116). Ursache ist die mechanische Zwillingsbildung, die

durch eine Zunahme der Verformungsgeschwindigkeit begünstigt wird.

Nicht nur bei Zunahme der Verformungsgeschwindigkeit, sondern auch bei Erhöhung

des Zinkgehaltes nimmt die mechanische Zwillingsbildung zu. Entsprechend wird der

r-Wert tendenziell kleiner (6.114).

Einfluss der Versetzungswände auf den r-Wert

Gemäß /Winther2004/ verstärken Versetzungsnetzwerke (Bild 7.31) wesentlich die

plastische Anisotropie, weil die mobilen Versetzungen dadurch in bestimmten

Richtungen zusätzliche Hindernisse überwinden müssen. Auch nach dem

Strangpressen liegen in den Kristalliten der Messinglegierungen

Versetzungsanordnungen vor, die von den mobilen Versetzungen bei Kaltstauchung

überwunden werden müssen.

182

Bild 7.31: Regelmäßige Versetzungsanordnungen in gewalzten Proben /Li2004/

Die Mikrodehnungen durch die Versetzungen verursachten Mikrodehnungen der

Strangpressprodukte aus CuZn37 variieren um das bis zu 4fache (Bild 6.45). Somit

liegen in den Strangpressprodukten unterschiedlich starke Versetzungsnetzdichten

vor, die entsprechend der Versetzungsdichte und der Anordnung in Netzwerken die

makroskopische plastische Anisotropie und damit den r-Wert verstärken können.

Einfluss der Verformungstemperatur auf den r-Wert

Mit steigender Versuchstemperatur nimmt die plastische Anisotropie des r-Wertes

ab. Gleichzeitig wird die Stapelfehlerenergie mit zunehmender Temperatur kleiner

/Shetty1981/. Für Kupfer wird von /Shetty1981/ folgender Zusammenhang zwischen

der Stapelfehlerenergie γTbei einer beliebigen Temperatur T und der

Stapelfehlerenergie γ300 bei 300 K angegeben:

T*0008277.02377.1

300 −=

(7.7)

Somit ändert sich auch durch die Zunahme der Verformungstemperatur das

Gleitverhalten, und die plastische Anisotropie wird infolge der größeren

Aufspaltungsbreite zwischen den Partialversetzungen kleiner.

Einfluss des Umformgrades auf den r-Wert

Für CuZn10 wurde der r-Wert in 0°-Richtung bei unterschiedlichen Stauchgraden

bestimmt. Der r-Wert variiert mit dem Grad der Verformung, wobei eine Zunahme bis

zu einem Maximum beobachtet wird. Für Stauchgrade oberhalb des Maximums wird

der r-Wert kleiner, bleibt jedoch oberhalb des Wertes der Stauchung von 10%

(Bild 7.32).

183

0 10203040506070

0.90

0.95

1.00

1.05

1.10

1.15

1.20

1.25 CuZn10,

Strang 13

r-Wert in 0°-Richtung r0°

Stauchung [%]

Bild 7.32: r-Wert in 0°-Richtung in Abhängigkeit von der Stauchung, CuZn10, indirekt

stranggepresst (TBolz =700, vStrang =0.4m/s,ϕ=3)

Wenn bei der plastischen Verformung ein bestimmter Verformungsgrad überschritten

wird, bilden sich Scherbänder aus. Durch die Bildung der Scherbänder werden die

planaren Versetzungsstrukturen zerstört und gehen in zellförmige

Versetzungsstrukturen über /Carstensen1998, Seefeldt2001/. Im Vergleich zu dem

Gefüge mit planaren Versetzungsstrukturen besitzt das Gefüge mit den zellförmigen

Versetzungsstrukturen eine kleinere plastische Anisotropie. Die kritische Verformung

beträgt für CuZn10 zwischen 30% und 40%. Dementsprechend besitzt der Lankford-

Parameter r0° für CuZn10 mit TBolz =700, vStrang = 0.4 m/s und ϕ=3 zwischen 20%

und 40% Stauchung ein Maximum.

7.3.4 Folgerungen für die Kaltverformung der Strangpressprodukte

Das Kaltumformvermögen sowie die sich dabei einstellende Formänderung,

insbesondere die plastische Anisotropie werden sowohl durch die Ver- und

Entfestigungsvorgänge während der plastischen Verformung als auch durch die

Wirksamkeit der verschiedenen Verformungsmechanismen der plastischen

Verformung beeinflusst.

Bei der Kaltverformung von Messinglegierungen findet Versetzungsgleiten,

Zwillingsbildung und Scherbandbildung statt, wobei die plastische Verformung

überwiegend lokalisiert ist: bei relativ geringen Verformungen in Gleitbändern, bei

mittleren Verformungen in Zwillingen und bei größeren Verformungen in

Scherbändern.

Relativ große mittlere Korngrößen der Strangpressprodukte sowie große

Umformgeschwindigkeiten begünstigen die Zwillingsbildung bei der Kaltumformung.

Durch die Zwillingsbildung werden große Dehnungsänderungen bei geringer

Verfestigung, eine Schwächung der für das Versetzungsgleiten zu erwartenden

Verformungstextur sowie eine geringere plastische Anisotropie im Vergleich zum

184

Versetzungsgleiten erzielt. Daraus resultieren als Vorteile fürs Kaltumformvermögen

der Strangpressprodukte größere erreichbare Umformgrade sowie im Falle des

Streckziehens von Rohren geringe Wanddickenänderungen beim Streckziehen.

Weiterhin resultiert die plastische Anisotropie in charakteristischen sin2ψ-Verläufen

nach Kaltstauchung. Die sin2ψ-Verläufe zeigen unmittelbar, welche hkl

Zugspannungen besitzen. Außerdem liegen in der Richtung ψ, in der die sin2ψ-

Verläufe große "Amplituden" vorweisen, relativ große Mikroeigenspannungen im

Inneren der zu dem Beugungsreflex beitragenden Kristallite vor. Die unter

Zugspannung stehenden Kristallite oder Kristallite, in denen aufgrund von Defekten

wie Versetzungen und Stapelfehlern große Mikroeigenspannungen vorliegen, sind im

Vergleich zum restlichen Gefüge besonders anfällig für Spannungsrisskorrosion und

andere Formen der lokalisierten Korrosion.

185

8 Zusammenfassung

Im Rahmen der vorliegenden Arbeit wurden einphasige α- und zweiphasige α/β-

Messinglegierungen untersucht, bei denen der Zinkgehalt zwischen 10 Gew.-%

(CuZn10) und 40 Gew.-% (CuZn40Pb2) variierte und damit auch unterschiedliche β-

Phasengehalt eingestellt wurden. Zwei Ziele standen dabei im Vordergrund:

1. die Optimierung des Strangpressens hinsichtlich der gewünschten

Eigenschaften der Halbzeuge mittels Einstellung des Gefüges sowie der

Mikrostruktur in den Strangpressprodukten sowie

2. die Vertiefung sowohl der Kenntnis der Ursachen als auch der

Auswirkungen der plastischen Anisotropie auf den verschiedenen

Längenskalen des Werkstoffs, beginnend bei der Mikrostruktur mit den

einzelnen Defekten und bis zu der makroskopischen Textur im Bauteil

reichend.

Bolzen der Messinglegierungen CuZn10, CuZn20, CuZn37 und CuZn40Pb2 wurden

bei unterschiedlichen Bolzeneinsatztemperaturen, Umformgraden und

Produktgeschwindigkeiten indirekt bzw. im Falle von CuZn40Pb2 auch direkt

stranggepresst. Mittels Licht- und Elektronenmikroskopie, Röntgenbeugung und

Verwendung monochromatischer Synchrotronstrahlung erfolgte die

Charakterisierung der mikrostrukturellen und Gefügeentwicklung durch das

Strangpressen.

Im Falle der einphasigen α-Messinglegierungen konnten die Strangpresskräfte sowie

das Gefüge, die Mikrostruktur und die Eigenschaften der Strangpressprodukte mit

dem Einfluss der Stapelfehlerenergie sowie der Strangpressparameter auf die

plastische Verformung und Rekristallisation bzw. Erholung erklärt werden. Bei

CuZn10 konkurriert aufgrund der relativ großen Stapelfehlerenergie der α-Phase

beim Strangpressen Erholung mit der Rekristallisation, während bei CuZn20, CuZn37

und bei CuZn40Pb2 mit geringeren Stapelfehlerenergien der α-Phase die

Rekristallisation dominiert und zu stärkeren <uvw>{100} - Komponenten bzw. <100>

- Komponenten der Doppelfasertextur der α-Phase vom Strangpressen führt. Die

experimentellen Befunde zu CuZn37 und CuZn40Pb2 zeigen, dass in den α/β-

Messinglegierungen beim Strangpressen eine durch die Druckspannungen induzierte

β-α-Phasenumwandlung stattfindet, mit der bei ausreichend hohen

Bolzeneinsatztemperaturen bzw. Zinkgehalten der α/β-Messinglegierungen das

Aufzehren der stark verformten β-Phase durch die rekristallisierende α-Phase

einhergeht.

Die Festigkeit der Strangpressprodukte wird durch die Einstellung einer starke

<uvw>{111} -Texturkomponente bei gleichzeitig schwacher <uvw>{100} -

186

Texturkomponente der Strangpresstextur der α-Phase gesteigert, was durch große

Umformgrade bei niedrigen Bolzeneinsatztemperaturen erreicht wird. Ein

feinkörniges Gefüge steigert gleichzeitig die Festigkeit der Strangpressprodukte und

verbessert die Oberflächengüte der Strangpressprodukte bei anschließender

Kaltverformung, z.B. dem Streckziehen von Rohren oder Drähten. Bei den α-

Messinglegierungen CuZn10 (Bild 6.39) und CuZn20 wird bei geringen

Umformgraden ein besonders kleines Korn erzielt, bei CuZn40Pb2 (Bild 6.40)

hingegen bei großen Umformgraden. Im Falle der Messinglegierungen CuZn37 und

CuZn40Pb2 können Festigkeit sowie das Umformvermögen bei Kalt- und

Warmumformung weiterhin durch die Einstellung der Phasengehalte gesteuert

werden. Geringe β-Phasengehalte, die bei CuZn37 durch große Umformgrade und

bei CuZn40Pb2 durch große Umformgrade sowie hohe Bolzeneinsatztemperaturen

erzielt werden, verbessern das Kaltumformvermögen, während hohe β-

Phasengehalte die Festigkeit sowie das Warmumformvermögen steigern.

Kaltstauchversuche an zylindrischen Proben, die den Strangpressprofilen parallel,

diagonal und senkrecht zur Strangpressachse entnommen wurden, dienten der

Untersuchung der mikrostrukturellen und Gefügeentwicklung bei Kaltverformung

sowie der mikroskopischen und makroskopischen plastischen Anisotropie

andererseits. Hierbei wurde schwerpunktmäßig CuZn37 betrachtet. Durch

Verknüpfung der beiden zuvor genannten Aspekte wurden die Ursachen sowie

Auswirkungen der plastischen Anisotropie auf den unterschiedlichen Werkstofflängen

identifiziert.

1. Die Versetzungsentwicklung in CuZn37 bei Kaltstauchung mit kontinuierlich

zunehmender Fließspannung bzw. Stauchung ist durch den Übergang von

regelmäßigen Versetzungen bei 10% Stauchung über inhomogene ebene

Versetzungsstrukturen aus persistenten Gleitbändern und Zellen bei 15% zu

Subkörnern bei 25% Stauchung gekennzeichnet. Zwischen 10% und 20%

Kaltstauchung setzt mechanische Zwillingsbildung ein, die zu einer zunächst

relativ regellosen Textur führt. Bei größeren Umformgraden entsteht eine

<110>-Textur, die im Vergleich zu kaltgestauchtem CuZn10 schwächer ist.

2. Die inhomogenen Verformung in CuZn37 führt dazu, dass sich der Werkstoff

bei Kaltverformung nahezu quasi-einkristallin verhält und deshalb im

verformten Zustand sehr gut durch das Sachsmodell beschrieben werden

kann.

3. Die plastische Anisotropie führt in Messing zum Auftreten unterschiedlicher

Kristallitgruppen, die in nichtlinearen sin2ψ-Verläufen resultieren. Für relativ

gering verformte Gefüge, wie sie nach dem Strangpressen von Messing

vorhanden sind, eignet sich das Reuss-Modell zur Beschreibung der

nichtlinearen sin2ψ-Verläufe, deren Auswertung hkl-unabhängige

187

Eigenspannungen liefert. Die hkl-Abhängigkeiten und Oszillationen der sin2ψ-

Verläufe kaltgestauchter Proben konnten zufriedenstellend durch Verwendung

des Sachs-Modells unter Berücksichtigung je nach Reflex unterschiedlicher

richtungsabhängiger Defekte beschrieben werden. Bei regelmäßigen

Oszillationen lassen sich die „Maxima“ Kristalliten besonders starker

Verformung und damit auch den für das entsprechende Verformungsstadium

vorliegenden Versetzungsanordnungen zuordnen.

4. Die makroskopische plastische Anisotropie wurde mit Hilfe des r-Wertes

quantifiziert. Unabhängig davon, ob sich die r-Werte für unterschiedliche

Belastungsrichtungen im Strangpressprofil unterscheiden, verlaufen die

entsprechenden Spannungs-Stauchungs-Kurven deutlich oberhalb der

Fließgrenze nahezu gleich.

5. Mit zunehmendem Zinkgehalt der α-Phase wird die makroskopische

plastische Anisotropie infolge der Begünstigung mechanischer

Zwilllingsbildung, der Versetzungsaufspaltung und zunehmender elastischer

Anisotropie kleiner.

6. Verstärkend auf die plastische Anisotropie wirken eine starke <111>-

Komponente der <100>/<111>-Doppelfasertextur der α-Phase sowie

regelmäßige Versetzungsanordnungen, die bewirken, dass die mobilen

Versetzungen bevorzugt in versetzungsärmeren Kanälen zwischen den

Versetzungswänden gleiten.

7. Die sich in den sin2ψ-Verläufen äußernde und die makroskopische plastische

Anisotropie sind darüber hinaus von der Fließspannung bzw. dem

Umformgrad der Verformung abhängig. Durch Einsetzen der mechanischen

Zwillingsbildung bei mittleren oder der Scherbandbildung bei großen

Umformgraden wird die plastische Anisotropie reduziert.

188

189

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