3
3
Inhaltsverzeichnis
I
Inhaltsverzeichnis
DANKSAGUNG ..................................................................................................................... II
ZUSAMMENFASSUNG ........................................................................................................ IV
ABSTRACT ........................................................................................................................... V
0 Formel- und Kurzzeichen ............................................................................................... VI
1 Einleitung ....................................................................................................................... 1
2 Stand der Technik .......................................................................................................... 3
2.1 Herausforderung beim thermischen Fügen von Stahl und einer
Aluminiumlegierung ................................................................................................3
2.1.1 Punktförmige Verbindungen ........................................................................7
2.1.2 Linienförmige Verbindungen ..................................................................... 12
2.2 Elektromagnetische Schmelzbadbeeinflussung .................................................... 22
2.3 Ansatz für eine neue Fügetechnik ........................................................................ 28
2.4 Zielsetzung der Arbeit ........................................................................................... 31
3 Versuchsdurchführung ..................................................................................................32
3.1 Verwendete Werkstoffe ........................................................................................ 32
3.2 Numerische Versuchsdurchführung ...................................................................... 33
3.2.1 3D Modell für die Berechnung der Lorentzkraftverteilung .......................... 35
3.2.2 2D Modell für die Berechnung des Schmelzbadverdrängungsprozesses .. 38
3.3 Experimentelle Versuchsdurchführung ................................................................. 43
3.3.1 Versuchsaufbau und Erläuterung der Fügeversuche ................................. 43
3.3.2 Untersuchungsverfahren zur Charakterisierung ........................................ 50
4 Ergebnisse und Diskussion ...........................................................................................53
4.1 Numerische Ergebnisse ....................................................................................... 53
4.1.1 3D Modell Lorentzkraftverteilung im Aluminiumschmelzbad ...................... 53
4.1.2 2D Modell Schmelzbadverdrängungsprozess ........................................... 55
4.2 Experimentelle Ergebnisse ................................................................................... 63
4.2.1 Fügen durch elektromagnetische Schmelzbadverdrängung ...................... 63
4.2.2 Charakterisierung der Fügeverbindungen ................................................. 76
5 Zusammenfassung ........................................................................................................93
6 Quellen ..........................................................................................................................95
7 Anhang ........................................................................................................................ 109
DANKSAGUNG
II
DANKSAGUNG
Die vorliegende Dissertation mit dem Titel „Elektromagnetische Schmelzbadverdrängung zum
Fügen von Stahl und einer Aluminiumlegierung“ entstand während meiner Zeit als
wissenschaftliche Mitarbeiterin des Fachbereichs 9.6 „Additive Fertigung metallischer
Komponenten“ (ehemals Teil des Fachbereichs 9.3 „Schweißtechnische
Fertigungsverfahren“) an der Bundesanstalt für Materialforschung und -prüfung (BAM) in
Berlin. Die Anfertigung dieser Dissertation wäre ohne die Hilfe sowie Unterstützung zahlreicher
Personen nicht möglich gewesen.
An erster Stelle bedanke ich mich bei Prof. Dr.-Ing. Michael Rethmeier des Fachbereichs 9.3
der BAM, Berlin für die Schaffung der nötigen Rahmenbedingungen zur Anfertigung dieser
Arbeit sowie für die Diskussionsbereitschaft und fachliche Unterstützung. Weiterhin bedanke
ich mich bei Prof. Dr.-Ing. Gerson Meschut von der Universität Paderborn für die Übernahme
des Zweitgutachtens sowie bei Prof. Dr.-Ing. habil. Christian Rupprecht der Technischen
Universität Berlin für die Übernahme des Vorsitzes des Promotionsausschusses.
Darüber hinaus bedanke ich mich herzlich bei Herrn Dr.-Ing. Kai Hilgenberg des Fachbereichs
9.6 der BAM, Berlin für die fachliche Betreuung und für das entgegengebrachte Vertrauen für
die Bearbeitung des DFG-Forschungsprojektes.
Herrn Dr.-Ing. Marcel Bachmann des Fachbereichs 9.3 der BAM, Berlin möchte ich für
Betreuung sowie Unterstützung im Bereich der numerischen Analysen bedanken. Auch bei
Herrn Sergej Ivancenko, M.Sc. im Rahmen einer Abschlussarbeit und bei meiner
studentischen Hilfskraft Herrn Julian Kober, M.Sc. möchte ich mich ebenfalls für die
Unterstützung bei der Durchführung und Verbesserung der Simulationsmodelle bedanken.
Für die intensive fachliche Betreuung und ausdauernde Bereitschaft zur Durchführung
zahlreicher Schweißversuche sei Herrn Dipl.-Ing. (FH) Marco Lammers des Fachbereichs 9.3
der BAM, Berlin besonders gedankt. Herrn Sören Hähnel des Fachbereichs 9.3 der BAM,
Berlin möchte ich für die umfangreichen Blechvorbereitungen sowie für die Unterstützung beim
Umbau und der Kalibrierung des Magnetsystems für die experimentellen Versuche danken.
Für die Unterstützung bei der Anfertigung metallografischer Schliffe sowie weiterführende
Analysen möchte ich Frau Marina Marten und Frau Mareike Kirstein des Fachbereichs 9.3 der
BAM, Berlin ein herzliches Dankeschön aussprechen. Ebenso bedanke ich mich bei den
Mitarbeitern der Werkstatt für die Unterstützung der Probenvorbereitungen. Herrn Christian
Schippereit des Fachbereichs 9.3 der BAM, Berlin möchte ich besonders für die Durchführung
diverser Laserprofilscans danken.
Darüber hinaus gilt mein besonderer Dank Herrn Dipl.-Ing. Detlef Müller, Leiter der
Feinwerkstatt des Fachbereichs Physik der Freien Universität Berlin, für die Bereitschaft der
Vorbereitung zahlreicher Stahlbleche für die experimentellen Versuchsdurchführungen sowie
für die Probennachbereitung, welche für die Umsetzung der Zugprüfungen notwendig waren.
Bei Herrn Ralf Häcker und Herrn Ken Wahl des Fachbereichs 9.2 der BAM, Berlin bedanke
ich mich für die Unterstützung sowie Durchführung der Zugprüfungen. Herrn Romeo Saliwan
Neumann des Fachbereichs 5.1 der BAM, Berlin danke ich für die Durchführung der
Elektronenrückstreubeugungsanalysen.
DANKSAGUNG
III
Kollektiv möchte ich mich bei allen Mitarbeitern der 9. Abteilung für das hilfsbereite, freundliche
und angenehme Arbeitsklima bedanken. Hierbei möchte ich besonders meine
Doktorandenkollegen Herrn Antoni Artinov, M. Sc, Herrn René Winterkorn, M. Sc., meinen
Bürokollegen Herrn Dr.-Ing. Gunther Mohr sowie die Laboringenieure und Mitarbeiter Herrn
Christian Schippereit, Herrn Sören Hähnel, Herrn Michael Richter, Frau Marina Marten, Frau
Mareike Kirstein und Herrn Dipl.-Ing. (FH) Marco Lammers hervorheben.
Außerdem fühle ich mich zum großen Dank gegenüber des BAM-Doktorandenprogramms
bezüglich der Fördermöglichkeiten sowie der Deutschen Forschungsgemeinschaft (DFG)
hinsichtlich der Finanzierung dieses Forschungsprojektes verpflichtet.
Zum Schluss möchte ich meinem privaten Umfeld danken. Dabei möchte ich neben meiner
Familie und meinen Freunden, meinen Lebensgefährten Alexander Treff sowie meine liebe
Astrid John-Müller hervorheben. Sie haben stets an mich geglaubt und mir den nötigen
Rückhalt gegeben.
Jennifer Heßmann Berlin, 8. Dezember 2022
ZUSAMMENFASSUNG
IV
ZUSAMMENFASSUNG
In der Automobilindustrie sind Mischverbindungen (Multi-Material-Design) eine
vielversprechende Lösung, um das Gewicht von Fahrzeugen zu reduzieren und Kraftstoff zu
sparen sowie die Reichweite von Elektroautos zu erweitern. Durch den Einsatz von
Leichtmetallen wie bspw. Aluminiumlegierungen ist eine relative Gewichtseinsparung von bis
zu 50 % möglich, ohne dabei die Fahrzeugleistung sowie -sicherheit negativ zu beeinflussen.
Die Werkstoffkombination Stahl und Aluminiumlegierung ist für die Automobilindustrie von
besonderem Interesse, da diese Kombination den optimalen Kompromiss zwischen statischer
Festigkeit und Umformbarkeit liefert. Das thermische Fügen von Stahl- und einer
Aluminiumlegierung stellt jedoch aufgrund der unterschiedlichen Materialeigenschaften und
der Bildung spröder intermetallischer Phasen eine Herausforderung dar. Die Entstehung
dieser Sprödphasen ist ein diffusionsgesteuerter Prozess, wodurch lediglich eine Kontrolle
durch eine gezielte Reduzierung des Wärmeeintrages und der Wechselwirkungszeit des
eingesetzten Fügeverfahrens erreicht werden kann. Dafür bieten sich Fügeprozesse wie bspw.
das Laserstrahlschweißlöten an, wobei nur ein Fügepartner aufgeschmolzen wird, um den
zweiten Fügepartner zu benetzen.
Die vorliegende Arbeit liefert primär einen ersten Schritt für die Entwicklung einer neuen
thermischen Fügetechnik für artungleiche Werkstoffe. Diese Fügetechnik basiert auf der
Kombination der Schmelzbaderzeugung mittels Laserstrahl und einer kontrollierten
Schmelzbadverdrängung durch Lorentzkräfte. Dabei wird eine form- sowie stoffschlüssige
Fügeverbindung ohne zusätzliche Fügehilfselemente oder Zusatzwerkstoffe sowie Flussmittel
erzeugt. Im Rahmen dieser Arbeit wurde die neue Fügetechnik für punkt- und linienförmige
Überlappverbindungen aus DC01-Stahl und einer Aluminiumlegierung AlMg3 mit den für die
Automobilindustrie typischen Blechdicken (≤ 3 mm) untersucht. Für ein grundlegendes
Verständnis der einzelnen Prozessschritte der neuen Fügetechnik wurde zunächst der
stationäre Fall (ohne Bewegung der Bleche) zur Herstellung punktförmiger
Überlappverbindungen analysiert. Zur Eingrenzung der nötigen Prozessparameter hinsichtlich
des Magnetfeldes und der Lasereinstrahldauer wurden zur Unterstützung numerische
Simulationsanalysen durchgeführt. Dabei konnte für das Magnetfeld eine Resonanzfrequenz
von 3750 Hz und eine Magnetfeldleistung von 657 W – 1983 W bestimmt werden. Außerdem
konnte eine lokale Lasereinstrahldauer von < 200 ms für eine vollständige
Schmelzbadverdrängung ermittelt werden. Die erzeugten Punktverbindungen wurden
mikrostrukturell analysiert, wobei der Fokus auf Verbindungsfehler wie Risse und Poren lag.
Ebenfalls wurden die Dimensionen und Arten der gebildeten intermetallischen Phasen
bestimmt. Für punktförmige Verbindungen konnten keine belastbaren Fügeverbindungen
hergestellt werden. Aufgrund der Bildung einer intermetallischen Phasenschicht von mehr als
10 µm entstanden durch den Abkühlprozess und den damit verbundenen
Schrumpfspannungen Risse, welche die Belastbarkeit der Fügeverbindung signifikant
herabsetzten. Der Verdrängungsprozess ist für die Herstellung von Punktverbindungen durch
die auftretende typische Schmelzbaddynamik durch eine regelmäßig kollabierende
Dampfkapillare begrenzt, sodass keine vollständige Füllung der Kavitäten erreicht werden
konnte.
Zur Herstellung von linienförmigen Verbindungen dienten die Erkenntnisse der
Punktverbindungen als Grundlage. Der Fügeprozess konnte durch eine lokale Entkopplung
des Verdrängungsprozesses von der Dampfkapillare optimiert werden. In diesem Fall war eine
vollständige Füllung der Kavitäten möglich und es konnten belastbare Linienverbindungen
hergestellt werden. Die Dimensionen der intermetallischen Phasen lagen unter 10 µm. Der
Fügeprozess war deutlich stabiler und reproduzierbarer. Die Belastbarkeit der
Linienverbindungen konnte mittels Scherzugversuche geprüft werden.
ABSTRACT
V
ABSTRACT
For the automotive industry, multi-material designed joints are a promising solution to reduce
the weight of vehicles and saving fuel, as well as extending the range of electric cars. By using
light metals for example aluminum alloys, a relative weight reduction of up to 50 % is possible
without negatively affecting the vehicle performance and safety. The material combination of
steel and aluminum alloy is of interest for the automotive industry. This combination provides
the optimum compromise between static strength and formability. However, the thermal joining
of steel and aluminum alloys is a challenge due to the different material properties and the
formation of brittle intermetallic phases. The formation of these brittle phases is a diffusion-
controlled process, which can only be controlled by a reduction of the heat input and the
interaction time of the used joining process. For this, joining processes such as laser-beam-
welding-brazing are suitable, whereby only one joining partner is melted to wets the second
solid joining partner.
The present work primarily provides a first step for the development of a new thermal joining
method for dissimilar materials. This joining method is based on the combination of melt pool
generation by laser beam and controlled melt pool displacement by Lorentz forces. A form-
and material-fitting joint can be created without filler materials, auxiliary joining elements or
flux. In this work, the new joining method was investigated for spot- and line-shaped overlap
joints. The material combination of DC01-steel and aluminum alloy AlMg3 were used with
typical sheet thicknesses (≤ 3 mm) of the automotive industry.
At first, to understand the single process steps of the new joining approach, the stationary case
(without movement of sheets) of spot-shaped joints was investigated. To determine the
necessary process parameters of the magnetic field and the laser duration time, additional
numerical analyses were carried out. A frequency of 3750 Hz and a magnetic field power of
657 W – 1983 W were determined. In addition, a laser duration time of < 200 ms was enough
for a complete melt pool displacement process. The generated spot joints were analysed
microstructurally, focusing on defects such as cracks and pores. The dimensions and types of
formed intermetallic phases were also analysed. No load-bearing joints could be produced for
spot-shaped joints. Due to the formation of an intermetallic phase layer of more than 10 µm,
cracks were formed caused by the cooling process and the shrinkage strain. This significantly
reduced the load-capacity of the joints. The displacement process for spot joints is limited by
the typical melt pool dynamics that occur due to a regular collapse of the keyhole. In this case,
a complete filling of the cavities could not be achieved.
For the creation of line joints, the results of the spot joints were used. The joining process could
be optimized by spatial decoupling of the displacement process from the keyhole. In this case,
a complete filling of the cavities was possible and load-bearing joints could be created. The
dimensions of the intermetallic phases were below 10 µm. The joining process was
significantly more stable and reproducible compared to the process of spot joints. The load
capacity of line-shaped joints could be tested by shear tensile tests.
Formel- und Kurzzeichen
VI
0 Formel- und Kurzzeichen
Formelzeichen
Einheit
Bezeichnung
α
K–1
thermischer Ausdehnungskoeffizient
B
T
magnetische Flussdichte
C
µF
elektrische Kapazität
cp
J kg –1 K–1
spezifische Wärmekapazität
δ
mm
Skinschichtdicke
eps
-
COMSOL-Konstante
F
N m-3
Volumenquellterm
FL
N m-3
Lorentzkraft
f
Hz
Oszillationsfrequenz, Resonanzfrequenz
g0
m s–2
Schwerkraft, Gravitationskonstante
h
mm
Werkstückhöhe
H
mm
Wärmequelleneindringtiefe (Variationsparameter)
j
A m–2
elektrische Stromdichte
λ
W m-1 K-1
Wärmeleitfähigkeit
π
-
Pi
P
W
Laserleistung
pEM
N m-2
elektromagnetischer Druck
pabl
N m-2
Ablationsdruck
ph
N m-2
hydrostatischer Druck
pd
N m-2
hydrodynamischer Druck
pγ
N m-2
Laplace-Druck
ρ
kg m–3
Dichte
Q
W m–3
Volumenwärmequelle
RL(t)
-
Laserformfunktion
R0
mm
Strahlradius
σ
S·m−1
elektrische Leitfähigkeit
Tm
K
Schmelztemperatur
ΔT
K
Temperaturbereich
Tevap
K
Verdampfungstemperatur
u
m s-1
Strömungsgeschwindigkeit
Formel- und Kurzzeichen
VII
η
Pa s
dynamische Viskosität
μ0
H m-1
Magnetfeldkonstante
Kurzzeichen
Bedeutung
%
Prozent
σZug
Zugspannung
σT
Scherspannung
A
Ampere
AC
Wechselstrom
Al
Aluminium
Al-Leg.
Aluminiumlegierung
α
Alpha
β
Beta
BAM
Bundesanstalt für Materialforschung und -prüfung
BSD-Full
Rückstreuelektronendetektormodus
bspw.
beispielsweise
bzw.
beziehungsweise
°
Grad
°C
Grad Celsius
ca.
circa
CO2
Kohlenstoffdioxid
CMT
Cold Metal Transfer
Cu
Kupfer
2D
zweidimensional
3D
dreidimensional
DFG
Deutsche Forschungsgemeinschaft
DIN
Deutsches Institut für Normung
EBSD
Elektronenrückstreubeugung
EDX
Energiedispersive Röntgenspektroskopie
EN
Europäische Norm
Fe
Eisen
FEM
Finite Element Methode
Formel- und Kurzzeichen
VIII
fps
Frames per second
FZ
Fügezone
Gew. - %
Gewichtsprozent
GW
Grundwerkstoff
HV
Härte nach Vickers
ISO
International Organization for Standardization
IMC
Intermetallische Phase
J
Joule
K
Kelvin
kN
Kilonewton
l
Liter
m
Meter
Ma. - %
Massenprozent
Mg
Magnesium
MIG
Metall-Inertgas
min
Minuten
mm
Millimeter
MPa
Megapascal
mrad
Millirad
ms
Millisekunde
mT
Millitesla
N
Newton
Ni
Nickel
nm
Nanometer
Pa
Pascal
PA-Position
Wannenposition
s
Sekunden
Si
Silizium
SPCC
Kaltgewalzter Stahl
TWIP
Zwillingsbildung induzierte Plastizität
V
Volt
W
Watt
WEZ
Wärmeeinflusszone
Formel- und Kurzzeichen
IX
WIG
Wolfram-Inertgas
µm
Mikrometer
z.B.
zum Beispiel
Zn
Zink
z.T.
Zum Teil
Einleitung
1
1 Einleitung
Die Entwicklung neuartiger Fügetechniken ist für die Umsetzung moderner Leichtbaukonzepte
wie der Mischbauweise (Multi-Material-Design) innerhalb der Automobilindustrie von großer
Bedeutung [GUL19, MES14]. Die dadurch erzielte Gewichtseinsparung der Fahrzeuge
[JAH03] und der damit verbundene verringerte Kraftstoffverbrauch tragen erheblich zum
Schutz der Umwelt durch geringere CO2-Emissionen bei [KLE17]. Neben dem Umweltschutz
ist der Leichtbau insbesondere für die Elektromobilität unerlässlich [KLE14], da ein enger
Zusammenhang zwischen der Fahrzeugmasse und dem Energieverbrauch besteht [WEI20].
Durch den Leichtbauansatz können die hohen Gewichte der Batterien ausgeglichen und somit
die Reichweite der Elektroautos verbessert werden [KLE14]. Das Multi-Material-Design
kombiniert artungleiche Werkstoffe zu funktions- [HIR14] sowie gewichtsoptimierten
Strukturen [BAD19]. Dabei werden die jeweiligen Materialeigenschaften ideal ausgenutzt
[REI10], wodurch die mechanische Performance der einzelnen Baugruppen neben der
Gewichtsreduzierung verbessert werden kann [KLE17].
Das Leichtmetall Aluminium ist neben Stahl eines der wichtigsten Konstruktionswerkstoffe zur
Massenfertigung von Automobilkarosserien [KOT19, TIS18] und hat sich aufgrund seiner
vorteilhaften Materialeigenschaften in diesem Bereich zunehmend etabliert [GÁN12]. Dieser
Werkstoff weist neben zahlreichen positiven Anwendungseigenschaften wie bspw. eine
geringe Dichte sowie eine gute Korrosionsbeständigkeit, eine Vielzahl an Formgebungs- und
Herstellungsmöglichkeiten auf. Die nicht aushärtbaren 5XXX- und aushärtbaren 6XXX-
Legierungen werden vorwiegend für den Karosseriebau verwendet [OST14]. Dabei kommen
Blechdicken von 1 mm – 3 mm zum Einsatz [GUL19]. In vielen Bereichen der Automobile ist
durch die Nutzung von Aluminiumlegierungen eine relative Gewichtseinsparung von bis zu
50 % möglich, ohne dabei die Fahrzeugleistung sowie -sicherheit negativ zu beeinflussen
[GÁN12].
Innerhalb der Automobilindustrie ist die Werkstoffpaarung Stahl und Aluminiumlegierung von
besonderem Interesse [MES14, POT17]. Die Gründe dafür sind der optimale Kompromiss
hinsichtlich statischer Festigkeit und Umformbarkeit sowie die jeweiligen langen
Anwendungstraditionen [BRA13]. Für den Karosseriebau gibt es eine große Auswahl an
Stahlsorten (duktiler, hochfester sowie ultrahochfester Stahl [MES14a]), wobei überwiegend
Blechdicken von 0,8 mm – 1,5 mm verwendet werden [GUL19]. Zum Schutz vor Korrosion
kommen hauptsächlich verzinkte Stahlbleche innerhalb der Automobilindustrie zum Einsatz,
wobei diese Zinkschicht während der Bearbeitungsschritte möglichst nicht beschädigt werden
soll [WIL06]. Als Konstruktionswerkstoff werden ebenfalls hochfeste, niedriglegierte Stähle
entwickelt und hinsichtlich moderner Fügemethoden wie bspw. dem Laserstrahlschweißen
und der damit verbundenen Mikrostrukturveränderung untersucht [RAM20]. Zur Umsetzung
des Multi-Material-Designs zwischen Stahl und Aluminiumlegierungen ist die Entwicklung
effektiver Fügetechniken ein wichtiges Forschungsthema [MAT20]. Das Fügen artungleicher
Werkstoffe, vor allem das thermische Fügen, stellt eine Herausforderung dar [KAR20]. Die
jeweiligen unterschiedlichen Materialeigenschaften erschweren den Fügeprozess. Einige
Werkstoffkombinationen sind zusätzlich durch eine gegenseitige Unlöslichkeit eingeschränkt
und somit von der Ausbildung spröder intermetallischer Phasen geprägt [WIL06]. Diese
Phasen treten unter anderem bei der Werkstoffkombination Stahl und Aluminiumlegierung auf
und bestimmen signifikant die Festigkeitseigenschaften der Fügeverbindung [MEC17].
Aufgrund dieser Problematik werden für die industrielle Anwendung Fügetechniken eingesetzt,
Einleitung
2
bei denen auf das gemeinsame Aufschmelzen beider Fügepartner verzichtet werden kann.
Hierfür kommen unter anderem das Kleben und mechanische Fügeverfahren zum Einsatz
[SZA20]. Jedoch enthalten diese Verfahren Nachteile hinsichtlich des Prozessablaufs, welche
berücksichtigt werden müssen. Für das Kleben müssen die jeweiligen Oberflächen der zu
fügenden Bauteile aufwendig vorbereitet werden und der Klebstoff benötigt eine bestimmte
Aushärtezeit. Erst nach Ablauf dieser Aushärtezeit, in der die Bauteile fixiert werden müssen
und nicht bearbeitet werden können, entsteht eine belastbare Verbindung [BRA13]. Durch
mechanische Fügeverfahren, wie z.B. das Clinchen, können nur punktförmige Verbindungen
erzeugt werden. Dafür sind Umformkräfte notwendig, welche im umliegenden Bereich
Materialschäden hervorrufen können [SHI13]. Andere mechanische Fügeverfahren, z.B. das
Stanznieten, benötigen neben den Umformkräften zusätzlich Fügehilfselemente. Diese
müssen aufwendig hergestellt werden und sind deshalb mit hohen Kosten verbunden [BRA13].
Für die Anfertigung einer Unterbaugruppe einer Karosserie sind 3000 – 5000
Verbindungspunkte erforderlich [BRA13]. Diese hohe Anzahl an Verbindungspunkten
verursacht zusätzliche Fertigungskosten und führt zu einem negativen Beitrag hinsichtlich der
Leichtbaubilanz aufgrund des zusätzlichen Eigengewichtanteils der Fügehilfselemente.
Die Belastbarkeit mittels thermischer Fügeverfahren hergestellter Mischverbindungen wird
besonders durch die Art und der Dimension der intermetallischen Phasen bestimmt. Es ist
bekannt, dass die intermetallischen Phasen die Belastbarkeit der Fügeverbindung reduzieren
können [WAN16]. Die Dimension der intermetallischen Phasen sollten einen kritischen Wert
von 10 µm nicht überschreiten, um eine tragfähige Mischverbindung zu erzeugen [FIL17]. Die
Bildung der intermetallischen Phasen ist ein diffusionsgesteuerter Prozess und kann somit
nicht vollständig unterbunden werden. Es ist lediglich eine Kontrolle durch eine gezielte
Reduzierung des Wärmeeintrages und der Wechselwirkungszeit möglich [FIL18]. Ein
vielversprechender Ansatz dafür ist das sogenannte Schweißlöten, wobei nur ein Fügepartner
aufgeschmolzen wird, um den anderen Fügepartner zu benetzen. Dafür bietet sich besonders
das Laserstrahlschweißen an. Im Vergleich zum Lichtbogenschweißen besitzt das
Laserstrahlschweißen folgende Vorteile: ein begrenzter Wärmeeintrag, hohe
Abkühlungsgeschwindigkeiten und eine geringe Wärmeeinflusszone [DEW12]. Eine weitere
Möglichkeit zur Beeinflussung der intermetallischen Phasenbildung ist das Zulegieren von
Elementen (Cu, Si, Zn [XIA18]), die sowohl die Dimensionen als auch die Zusammensetzung
dieser Sprödphasen beeinflussen können [POU18, WIL06]. Dies ist wiederum mit zusätzlichen
Fertigungskosten verbunden, da teure Zusatzwerkstoffe nötig sind [DEW12]. Die Ausbildung
der intermetallischen Phasen ist schwer zu kontrollieren. Die Dimension der intermetallischen
Phasen unterliegt großen Schwankungen von ca. 3 µm [WAN21] bis hin zu 80 µm [YUC19].
Schweißlötprozesse erzeugen lediglich stoffschlüssige Verbindungen. Um die Belastbarkeit
von Mischverbindungen zu optimieren, ist ein Fügeverfahren von Vorteil, bei dem eine
Kombination aus Stoffschluss und Formschluss erreicht wird.
Die vorliegende Arbeit befasst sich erstmalig mit der Herstellung einer artungleichen
Überlappverbindung aus Stahl und einer Aluminiumlegierung mittels eines neuen patentierten
Fügeverfahrens [HIL17]. Diese neuartige Fügetechnik basiert auf eine Schmelzbaderzeugung
durch Einsatz eines Laserstrahls in Kombination mit einer kontrollierten
Schmelzbadverdrängung durch Lorentzkräfte. Dabei werden Mischverbindungen bestehend
aus Stoff- und Formschluss erzeugt. Dieses Verfahren ist für punkt- sowie linienförmige
Überlappverbindungen einsetzbar und benötigt weder Zusatzwerkstoffe, Flussmittel noch
Fügehilfselemente.
Stand der Technik
3
2 Stand der Technik
2.1 Herausforderung beim thermischen Fügen von Stahl und einer
Aluminiumlegierung
Das Kombinieren von artungleichen Werkstoffen ist für eine effektive Umsetzung zur
Erzeugung gewichtsreduzierter Strukturen neben der Verfügbarkeit von Leichtbauwerkstoffen
sowie entsprechenden Umformtechniken ebenfalls von der Kosteneffizienz und
Zuverlässigkeit der eingesetzten Fügetechnik abhängig [MES14]. Das gewählte
Fügeverfahren muss hinsichtlich der Anforderungen der Massenproduktion möglichst
fehlerfrei und schnell sein [MAL21]. Außerdem sollte das Fügeverfahren eine hervorragende
Zuverlässigkeit, Flexibilität und Wiederholbarkeit gewährleisten [BER06]. Innerhalb einer
Kraftfahrzeugkonstruktion kommt dem Fügeverfahren eine wichtige Bedeutung zu, denn in der
Regel sind die Verbindungsstellen die schwächsten Bereiche. Besonders beim Einsatz von
artungleichen Werkstoffen wird das Fügen aufgrund der unterschiedlichen physikalischen und
chemischen Materialeigenschaften zu einem noch wichtigeren Aspekt [MAL21].
Das thermische Fügen der Werkstoffkombination Stahl und Aluminiumlegierung ist nicht ohne
weiteres möglich [HAG18]. Die unterschiedlichen physikalischen Werkstoffeigenschaften wie
bspw. der Wärmeausdehnungskoeffizient, die Schmelztemperatur und die Wärmeleitfähigkeit
erschweren den thermischen Fügeprozess. Zudem bilden sich aufgrund der geringen
Löslichkeit zwischen Eisen (Fe) und Aluminium (Al) spröde intermetallische Phasen (IMC) aus
[KAT93]. Diese beeinflussen signifikant die Belastbarkeit der Fügeverbindung. Aufgrund der
Sprödigkeit dieser Phasen sind die Bereiche oftmals mit einer hohen Rissanfälligkeit behaftet
[WAN16, YUC19]. Im Bild 2-1 ist das binäre Fe-Al-Phasendiagramm dargestellt. Grundsätzlich
ist die Bildung folgender intermetallischer Zusammensetzungen aus Eisen und Aluminium
möglich: FeAl, Fe3Al, FeAl2, Fe2Al5 und FeAl3. Bei diesen Phasen handelt es sich um
Gleichgewichtsphasen [KAT93], wobei FeAl und Fe3Al zu den eisenreichen und FeAl2
(entspricht der Fe7Al11), Fe2Al5, FeAl3 zu den aluminiumreichen Phasen zählen [MAT15].
Aus diversen Untersuchungen ist bekannt, dass die eisenreichen im Vergleich zu den
aluminiumreichen intermetallischen Phasen deutlich duktilere Eigenschaften aufweisen [LI20]
und somit die Festigkeit der Fügeverbindung weniger nachteilig beeinflussen [SCH12].
Aufgrund von hohen Abkühlgeschwindigkeiten, wie es unter anderem beim
Laserstrahlschweißen der Fall ist, können sich metastabile intermetallische
Phasenzusammensetzungen (Al6Fe, Al9Fe2) bilden [KAT93]. Die Entstehung der
intermetallischen Phasen ist ein diffusionsgesteuerter Prozess, welcher von den genutzten
Prozessparametern [AGH19] und dem daraus resultierenden Wärmeeintrag beeinflusst wird
[IND18, YU21]. Den größten Einfluss auf die Dimension und Morphologie der sich bildenden
intermetallischen Phasen haben die Maximaltemperatur (Peak-Temperatur) [AGH19, SZC12]
und die Abkühlzeit [FAN11]. Zusätzlich ist die Morphologie der sich bildenden
intermetallischen Phasen von der lokalen Verteilung der Eisenatome abhängig [WAN17]. Der
Diffusionskoeffizient von festem Eisen in Aluminium steigt schnell an, wenn eine Temperatur
nahe dem Schmelzpunkt von Aluminium erreicht wird (53 x 10-4 m² s-1 bei 793 K – 922 K
[BEC89] zitiert nach [KOB02]). Daher findet die Reaktion zwischen Stahl und Aluminium zur
Bildung intermetallischer Phasen hauptsächlich in dem Temperaturbereich oberhalb des
Schmelzpunktes von Aluminium statt. Der Diffusionskoeffizient von Aluminium in Eisen
Stand der Technik
4
(1,8 x 10-4 m² s-1 [LEC90] zitiert nach [KOB02]) ist dagegen unabhängig von der
vorherrschenden Temperatur und nahezu konstant.
Bild 2-1: Das binäre Fe-Al-Phasendiagramm erstellt nach [BLA55, KAT93]
Aufgrund des hohen Diffusionskoeffizienten von Eisen in flüssigem Aluminium kann die
Bildung der spröden intermetallischen Phasen beim thermischen Fügen nicht verhindert
werden. Es ist lediglich eine Kontrolle des Phasenwachstums möglich. Dafür ist eine gezielte
Einstellung des Temperatur-Zeit-Profils des genutzten Fügeverfahrens notwendig, sodass die
Maximaltemperatur sowie die Zeit der thermischen Beaufschlagung möglichst geringgehalten
werden [SZA20]. Hierfür eignen sich besonders Fügeverfahren mit einem geringen
Wärmeeintrag. Dazu gehört das sogenannte Schweißlöten, bei dem nur ein Fügepartner
aufgeschmolzen wird, um den anderen Fügepartner zu benetzen. Besonders geeignet dafür
ist das Schweißlöten mittels Laserstrahl aufgrund des geringen Wärmeeintrages und den
hohen Abkühlgeschwindigkeiten [DEW12]. Die Arbeit von Kuryntsev, S. [KUR22] gibt einen
umfangreichen Überblick über das Laserschweißen artungleicher Werkstoffe. Bei einigen
Forschungsarbeiten konnten qualitativ hochwertige Verbindungen herstellen werden, die den
Anforderungen für den sicheren Betrieb von Fahrzeugen entsprechen. Dabei lagen die
mechanischen Eigenschaften der schweißgelöteten Verbindung bei 70 % der Eigenschaften
der verwendeten Aluminiumlegierung [KUR22].
In verschiedenen Studien wurde die metallurgische Reaktion zwischen festem Stahl und
flüssiger Aluminiumlegierung beim Laserstrahlschweißen sowie Laserstrahlschweißlöten ohne
Zusatzwerkstoff untersucht. Dabei bildet sich hauptsächlich eine zweiphasige
Reaktionsschicht, bestehend aus FeAl3 (auch bekannt als Fe4Al13 [BLA55]) und Fe2Al5
[KAR20, WAN17]. Diese Phasenzusammensetzungen werden bevorzugt gebildet, da sie die
niedrigsten freien Enthalpien aller Fe-Al-Phasen besitzen [KAT93]. Das Bild 2-2 präsentiert
den Entstehungsprozess dieser zweiphasigen Reaktionsschicht beim
Stand der Technik
5
Laserstrahlschweißlöten. Durch den Laserstrahl werden Temperaturen oberhalb des
Schmelzbereiches des Aluminiums erreicht. Der Stahl bleibt im festen Zustand und wird durch
das flüssige Aluminium benetzt. Durch den eintretenden Diffusionsprozess zwischen Fe- und
Al-Atomen (Bild 2-2 a)) bildet sich nach der Keimbildung an der Grenzfläche eine kompakte
Fe2Al5 Schicht aus (Bild 2-2 b)). Die Fe-Atome und Al-Atome wandern anschließend durch die
gebildete Fe2Al5 Phase, dabei wächst die Fe2Al5 Schicht weiter. Ab einer bestimmten
Dimension dieser Schicht wird die Koaleszenz zwischen Fe- und Al-Atomen fast vollständig
unterbunden. Daraus folgt eine Abnahme der Fe-Atome an der Grenzfläche zwischen der
Fe2Al5 Phase und dem flüssigen Aluminium, wodurch eine neue intermetallische
Phasenzusammensetzung entsteht. Dabei handelt es sich um die nadelförmige FeAl3 Phase
(Bild 2-2 c)) [WAN17].
Bild 2-2: Schematische Darstellung der Entstehung der intermetallischen Phasenbildung beim
Laserstrahlschweißlöten a) Diffusion der Fe- und Al-Atome, b) Bildung der Fe2Al5 Phase und c) Bildung
der FeAl3 Phase, erstellt nach [WAN17]
Diese zweiphasige Reaktionsschicht entsteht bei Temperaturen um die 1160 °C [KAT93] und
besitzt Härtewerte um ca. 900 HV 0,025 – 1000 HV 0,025 [SHA02]. Die Ausbildung einer
massiven Fe2Al5 Schicht ist allgemein als Haupthindernis für die Herstellung einer hochfesten
Fügeverbindung bekannt. Für das Schweißen von Stahl/Aluminium-Mischverbindungen
existiert allgemein kein Grenzwert für eine kritische intermetallische Phasendicke. Der
Grenzwert ist jeweils von der Zusammensetzung des eingesetzten Grundmaterials, der
Sprödigkeit der gebildeten intermetallischen Phasen sowie den Belastungsbedingungen
abhängig [POU17].
Aus energiedispersiven Röntgenspektroskopie-Analysen (EDX) ist bekannt, dass diese
zweiphasige Reaktionsschicht sehr ähnliche chemische Zusammensetzungen aus Fe und Al
aufweist. Die Fe2Al5 Phase enthält ca. (30 ± 2) Atom-% Fe und (70 ± 2) Atom-% Al,
Stand der Technik
6
wohingegen die FeAl3 Phase aus ca. (27 ± 3) Atom-% Fe und (73 ± 3) Atom-% Al besteht
[AGU07]. Außerdem geht aus anderen Untersuchungen hervor, dass bei diesen Phasen
Konzentrationsunterschiede des Al-Anteils aufgrund der geringen Symmetrie der
Kristallanordnung auftreten können [MAT15]. Zusätzlich besetzte Plätze im Kristall durch Al-
Atome führen bspw. zu einer abweichenden chemischen Zusammensetzung von einer Fe2Al5
Phase zu einer Fe2Al5,6 Phase [BUR94]. Eine Identifizierung der intermetallischen Phasen ist
mit einer Elektronenrückstreubeugungsanalyse (EBSD) möglich.
Die verschiedenen Ausdehnungskoeffizienten der artungleichen Fügepartner führen oftmals
zu Eigenspannungen innerhalb der Schweißnaht. Diese können zum Versagen der
Fügeverbindung führen. Die unterschiedlichen Ausdehnungskoeffizienten zwischen den
auftretenden intermetallischen Phasen und den thermisch gefügten Grundwerkstoffen (GW)
können allein durch die entstehenden Schrumpfspannungen beim Erstarrungsvorgang Risse
verursachen [WIL06, YAN18]. Die Tabelle 2-1 gibt eine Übersicht der unterschiedlichen
thermischen Ausdehnungskoeffizienten von Aluminium und Eisen sowie der für die
vorliegende Arbeit relevanten intermetallischen Phasen nahe der Schmelztemperatur des
Aluminiums. Die intermetallische Phasenschicht ist zwei Kraftkomponenten ausgesetzt, der
Zugspannung (σZug) und der Scherspannung (στ). Die Scherspannung verursacht, dass die
intermetallischen Phasen senkrecht zur Verbindungsfläche aufbrechen. Hauptsächlich ist die
Zugspannung für die Rissentstehung sowie -ausbreitung bis zum Bruch verantwortlich
[XIA18a]. Je stärker die intermetallischen Phasen ausgeprägt sind, desto mehr wird die
Festigkeit der Verbindung aufgrund des geringen Spannungsintensitätsfaktors und der
höheren Rissfortschrittrate reduziert. Zudem bilden sich beim Schweißlöten mittels Laserstrahl
über die Blechdicke hinweg ungleichmäßige Dimensionen der intermetallischen Phasen
aufgrund von großen Temperaturgradienten aus. Diese ungleichmäßigen Dimensionen haben
einen erheblichen Einfluss auf die Rissentstehung, -ausbreitung sowie das Bruchverhalten der
Verbindung [WAN21]. Auf welcher Seite der intermetallischen Phasen der Riss entsteht, wird
von den Fehlpassungen an den verschiedenen Grenzflächen bestimmt. Liegt eine
Fehlpassung unter 6 % vor, treten an der Grenzfläche besonders hohe Bindungskräfte auf
[ZHA05] zitiert nach [LI20]. Zwischen den FeAl3(Fe4Al13)/Fe2Al5 Phasen existieren
Fehlpassung von unter 3 %, wodurch sich zwischen diesen intermetallischen Phasen die
höchsten Bindungskräfte im Vergleich zu weiteren umliegenden Phasen bzw. den
Grundwerkstoffen ausbilden. Ebenfalls hohe Bindungskräfte herrschen zwischen den Phasen
Al/FeAl3(Fe4Al13)/Fe2Al5, aufgrund der relativ niedrigen Fehlpassungen von ca. 10 % [LI20,
WAN20]. Somit ist in der vorliegenden Arbeit zu erwarten, dass Risse beim Auftreten dieser
intermetallischen Phasen vorwiegend auf der Stahlseite entstehen.
Stand der Technik
7
Tabelle 2-1: Übersicht der thermischen Ausdehnungskoeffizienten (α) von Aluminium und Eisen
[MAT20a] und der für diese Arbeit relevanten intermetallischen Phasen [AIF12] nahe
der Aluminiumschmelztemperatur
Grundwerkstoffe/ intermetallische Phase
Al
Fe
FeAl3
Fe2Al5
FeAl
FeAl2
α in 10-6 K-1
27,4
16
18
20
21,5
18
2.1.1 Punktförmige Verbindungen
Da sich die vorliegende Arbeit hauptsächlich auf die erfolgreiche Umsetzung einer
linienförmigen Überlappverbindung konzentriert, werden die Fügeverfahren zur Herstellung
punktförmiger Stahl/Aluminium-Mischverbindungen vollständigkeitshalber erwähnt, jedoch
nicht umfangreich beschrieben. Bei den Angaben der erreichten maximalen Zugkräfte sowie
der Festigkeitswerte werden jeweils, sofern von den Autoren dokumentiert, zusätzlich die
Verbindungsdurchmesser bzw. die Durchmesser der eingesetzten Fügehilfselemente, der
Schweißlinsendurchmesser oder die Belastungsfläche angegeben.
Formschlüssige Fügeverfahren
Wie bereits erläutert, ist das direkte thermische Fügen zwischen Stahl und Aluminiumlegierung
nicht ohne weiteres möglich [MES14a]. Aus diesem Grund werden in der Industrie zur
Herstellung punktförmiger Fügeverbindungen hauptsächlich die mechanischen Fügeverfahren
oft in Kombinationen mit Kleben eingesetzt [POT17]. Der Einsatz reiner mechanischer
Fügeverfahren wird durch die stetig zunehmende Festigkeit der Werkstoffe erschwert
[HAH14]. Es kommen bereits große Mengen hochfester Stahlbleche innerhalb der
Automobilherstellung zum Einsatz, um neben der nötigen Gewichtsreduzierung auch die
Crash-Festigkeiten der Karosserie zu optimieren [SAK13]. Beim mechanischen Fügen wie z.B.
zwischen ultrahochfesten Stählen und einer für den Automobilbau typischen
Aluminiumlegierungen kann es aufgrund der großen Differenzen zwischen den Festigkeits-
und Steifigkeitswerten zu starken Verformungen des Aluminiumblechs kommen [MES14b]. Als
innovativer Stahlwerkstoff bieten Borstähle wie z.B. 22MnB5 in Kombination mit
Aluminiumlegierungen der 6XXX-Serie ein großes Potential zur Gewichtsreduzierung bei
gleichzeitig akzeptablen Kosten [MES14]. Das konventionelle thermische Fügen ist bei dieser
Werkstoffkombination nicht anwendbar [MES14a] und auch die mechanischen Fügeverfahren
Clinchen oder Stanznieten stoßen aufgrund der hohen Festigkeiten des Stahls
(Zugfestigkeiten von bis zu 1650 MPa) an ihre Verfahrensgrenzen [MES14]. Dies führt zu einer
nötigen Anpassung bereits bestehender mechanischer Fügeverfahren bzw. die Entwicklung
neuer mechanischer Fügeverfahren [WIE10].
Das Scher-Clinchen ist eine Weiterentwicklung des konventionellen Clinchens, um die
Anwendungsmöglichkeiten für hochfeste Werkstoffe wie zum Beispiel Borstählen zu
ermöglichen. Dieses Verfahren benötigt keine vorgefertigten Löcher und arbeitet als
einstufiger Prozess. Dabei werden die Verfahrensschritte des indirekten Scherschneidens und
das anschließende Umformen des oberen Fügepartners in ein vorgeformtes Loch in einem
Arbeitsschritt vereinigt. Die Autoren MESCHUT ET AL. [MES14b] zeigen eine erfolgreiche
Stand der Technik
8
Umsetzung dieses innovativen Verfahrens ohne zusätzliches Kleben bei einer
Werkstoffkombination aus 1,5 mm dickem Borstahl und 2 mm dicken 6XXX-
Aluminiumlegierung. Es konnten maximale Scherzugkräfte von 3,83 kN erreicht werden
[MES14b].
Die Arbeit von JULIA OSTEN [OST17] analysierte das laserunterstützte Clinchen zur Erzeugung
hochfester Stahl/Aluminium-Mischverbindungen. Das laserunterstützte Clinchen ist ebenfalls
eine Variante zur Weiterentwicklung des konventionellen Clinchens. Die Integration eines
Laserstrahls während des Clinch-Prozesses ermöglicht eine lokale Erwärmung für kurze Zeit.
Dadurch werden die Blecheigenschaften insbesondere die Duktilität erhöht und die Festigkeit
verringert, um den nötigen Umformprozess zu erleichtern. Dies ist besonders von Vorteil beim
mechanischen Fügen hochfester Werkstoffe. Nach dem Fügeprozess sollen die
ursprünglichen hohen Werkstofffestigkeiten erhalten bleiben. Als Fügepartner kamen ein
Borstahl, zwei Komplexphasenstähle und 6XXX-Aluminiumlegierungen zum Einsatz. Die
Blechdicken lagen zwischen 1,2 mm – 2 mm. Es konnte eine Stahl/Aluminium-
Mischverbindung ohne signifikante Entfestigung der Grundwerkstoffe durch laserunterstütztes
Clinchen hergestellt werden. Die maximale Scherzugkraft lag bei 2,99 kN bei einem
Verbindungsdurchmesser von ca. 6 mm [OST17].
In der Arbeit von IVANJKO ET AL. [IVA19] wird das Hochgeschwindigkeitsfügen als innovative
und vielversprechende Fügetechnik für die Erzeugung von Multi-Material-Design-Strukturen
vorgestellt. Dieses mechanische Fügeverfahren benötigt ein Fügehilfselement, einen
sogenannten Nagel. Dieser wird direkt in die Fügepartner mit einer hohen Geschwindigkeit
von bis zu 20 mm s-1 – 40 mm s-1 getrieben. Es sind keine Vorbereitungsschritte notwendig.
Dabei müssen verschiedene Qualitätsansprüche der Fügeverbindung berücksichtigt werden.
Dazu zählen unter anderem kein Überstand des Nagels an der Blechoberseite, keine
deformierte Spitze des Nagels und keine Schräglage des hineingetriebenen
Fügehilfselements. Die Autoren stellen die Herausforderungen beim Einsatz von hochfesten
Stählen vor und präsentieren die Optimierung der Materialeigenschaften des
Fügehilfselements durch spezielle Wärmebehandlungen. Eine Werkstoffkombination aus
1,4 mm dickem TWIP (Twinning Induced Plasticity) Stahl und einer 3 mm dicke
Aluminiumlegierung der 6XXX-Serie konnten erfolgreich gefügt werden. Dabei wurden
maximale Scherzugkräfte von ca. 5,4 kN bei einem Nageldurchmesser von ca. 4 mm erreicht
[IVA19].
Stoffschlüssige Fügeverfahren
Innerhalb des Karosseriebaus wird am häufigsten zum thermischen Fügen artgleicher
Werkstoffe das Widerstandspunktschweißen eingesetzt [MAL21, SZA20]. Die Vorteile dieser
Fügetechnik sind eine hohe Flexibilität, eine hohe Kosteneffizienz und eine sehr gute
Automatisierbarkeit. Für den Automobilrohbau sind mehr als 5000 Schweißpunkte pro
Konstruktion erforderlich, sodass die Vorteile dieses Fügeverfahrens zu einer effizienten
Umsetzung der Fügeverbindungen beitragen [SZA20]. Die Belastbarkeit der Punktschweißung
hängt von der Größe und der Festigkeit der erzeugten Schweißlinse ab [MAL21]. Das direkte
Fügen von Stahl und Aluminium mittels Widerstandspunktschweißen ist eine Herausforderung
[MAL21]. Beim Widerstandspunktschweißen herrschen hohe Aufwärmraten von bis zu
15000 K s-1 [SZA20].
In der Arbeit von SZALLIES ET AL. [SZA20] wurden zinkbeschichtete Stahlbleche und zwei
verschiedene Aluminiumlegierungen mit jeweils einer Dicke von 1,5 mm erfolgreich mittels
Stand der Technik
9
Widerstandpunktschweißen gefügt. Dabei bildete sich ein intermetallischer Phasensaum an
der Grenzfläche zwischen Stahl und Aluminiumlegierung aus. Dieser Saum war
durchschnittlich 1,2 µm – 3 µm breit. Die maximal erreichbaren Scherzugkräfte betrugen ca.
4,5 kN bei einem Durchmesser der Schweißlinse von bis zu 10 mm [SZA20].
Auch in der Arbeit von ZHANG ET AL. [ZHA17] konnte erfolgreich eine Stahl/Aluminium-
Mischverbindung mittels Widerstandspunktschweißen hergestellt werden. Die Autoren zeigen,
dass sich dabei ein ca. 5 µm breiter intermetallischer Phasensaum ausbildet. Dieser Saum
bestand aus zwei unterschiedlichen Phasen. Die Fe2Al5 und FeAl3 Phasen. Die maximal
erreichbare Scherzugkraft lag bei ca. 1,8 kN bei einem Durchmesser der Schweißlinse von
5,4 mm. Die auftretende Versagensart war ein Grenzflächenbruch, wobei die Risse in der
intermetallischen Phase begannen und sich durch die Grenzschicht und zum Teil in der
Schmelzzone des Aluminiums in der Nähe der Grenzfläche ausbreiteten [ZHA17]. Diese
intermetallischen Phasen wurden ebenfalls von den Autoren CHEN ET AL. [CHE16] beim
direkten Widerstandspunktschweißen einer 1,5 mm dicken 5XXX-Aluminiumlegierung und
einem 1,2 mm dicken Dualphasenstahl detektiert. Die Fe2Al5 Phase entstand auf der
Stahlseite und betrug eine Breite von ca. 3 µm. Die Al13Fe4 Phase hingegen bildete sich
nadelförmig auf der Aluminiumseite aus. Die Länge der Nadeln reichte von ca. 0,6 µm bis hin
zu ca. 16 µm. Bei einem Schweißlinsendurchmesser von ca. 6 mm betrug die maximale
Scherzugkraft 5,5 kN [CHE16].
Weitere Lösungsansätze für das Widerstandspunktschweißen zum Fügen von Stahl und
Aluminiumlegierung sind der Einsatz von geeigneten Übergangsmaterialien. Dies zeigt die
Arbeit von IBRAHIM ET AL. [IBR16]. Dafür wurden je 2 mm dicke austenitische Stahlbleche und
Aluminiumbleche der 6XXX-Serie unter Einsatz einer Zwischenschicht aus 80 Gew.-% Al und
20 Gew.-% Mg gefügt. Der Linsendurchmesser betrug ca. 6 mm und eine maximale
Scherzugkraft von 8 kN wurde erreicht. Die maximale Scherzugkraft konnte im Vergleich zum
Widerstandspunktfügen ohne Zwischenschicht um ca. 30 % gesteigert werden. Die Dimension
der ausgebildeten intermetallischen Phase betrug 1 µm – 3 µm [IBR16].
Die Autoren QIU ET AL. [QIU09] präsentieren das Widerstandspunktschweißen mit einer 1 mm
dicken Stahlabdeckplatte (SPCC). Es wurden zwei Materialkombinationen aus Stahl und
Aluminiumlegierung mit jeweils 1 mm Blechstärke verwendet und unter gleichen
Schweißbedingungen gefügt. Der Durchmesser der Schweißlinse betrug ca. 8 mm. Als
Reaktionsschicht wurden bei beiden Materialkombinationen die intermetallischen Phasen
Fe2Al5 und FeAl3 detektiert. Die erste Materialkombination erzielte die höchste Zugfestigkeit
mit ca. 30 MPa [QIU09].
Das Rührreibpunktschweißen ist eine neue Entwicklung zum Fügen artungleicher Werkstoffe.
In der Arbeit von LYU ET AL. [LYU18] wurden Überlappverbindungen aus 1 mm dicker 5XXX-
Aluminiumlegierung und 0,8 mm dickem ferritischen Stahl hergestellt. Dafür wurde das
Rührreibpunktschweißen beidseitig angewendet. Innerhalb der Scherzugversuche konnten
maximale Kräfte von bis zu 4,76 kN erreicht werden [LYU18].
Die Arbeit von PARDAL ET AL. [PAR14] präsentiert eine Überlappverbindung aus
unbeschichteten ferritischen Stahl und einer Aluminiumlegierung der 6XXX-Serie, welche
durch Laserstrahlpunktschweißen mittels eines Faserlasers im Wärmeleitungsmodus erzeugt
wurde. Die Blechdicken betrugen jeweils 1 mm. Dabei kamen zwei unterschiedliche
wassergekühlte Unterlegplatten aus Kupfer und Aluminium zum Einsatz. Diese dienten zur
Variation des Wärmeentzugs und den damit verbundenen Temperaturprofilen. An der
Grenzfläche zwischen den Fügepartnern wurde die Bildung einer ca. 10 µm dicken
Stand der Technik
10
intermetallischen Phase beobachtet. Es wurden Mikrohärtemessungen nach Vickers
durchgeführt. Die Härte der intermetallischen Phase betrug ca. 968 HV 0,025. Dieser Wert lag
um ein 5-faches höher als die des Stahls und ca. 14,5-fach höher als die Härte des
Aluminiums. Es wurden zwei unterschiedliche intermetallische Phasen detektiert. Die FeAl3 in
der Nähe des Aluminiums und die Fe2Al5 auf der Stahlseite. Die beste Scherzugfestigkeit von
ca. 130 MPa konnte unter Anwendung einer wassergekühlten Kupferunterlage erreicht
werden [PAR14].
In der Arbeit von XIAO ET AL. [XIA22] wurden Überlappverbindungen aus 1,8 mm dickem
Baustahl und einer 2 mm dicken 5XXX-Aluminiumlegierung mittels Laserstrahlschweißen im
Keyhole-Mode ohne Zusatzwerkstoff gefügt. Sie führten mikrostrukturelle Analysen,
Härtemessungen und Scherzugversuche durch. Es wurde ein instabiler
Laserstrahlschweißprozess in Kombination mit Schmelzbadverlusten beobachtet. Zudem
wurden verschiedene intermetallische Phasenzusammensetzungen identifiziert, welche von
Al-reichen bis hin zu Fe-reichen Phasen reichten. Die Autoren untersuchten jedoch nicht die
Dimensionen der IMC. Es konnte eine maximale Belastbarkeit von 1737 N für eine
Laserleistung von 2,85 kW, einer Fokusposition von 22 mm und einer Schweißzeit von 3 s
erreicht werden. Die Härte an der Grenzfläche erreichte 910 HV 0,1 [XIA22].
Hybride Fügeverfahren und Kombinationen verschiedener Fügeverfahren
Mechanische Fügeverfahren werden oft in Kombination mit Kleben eingesetzt [POT17]. Diese
hybriden Fügeverfahren sind seit Jahren Stand der Technik im Karosseriebau. Der Einsatz
von Klebstoff hat den Vorteil, dass die Klebstoffschicht zwischen den Blechen den
Verbindungsbereich isoliert und versiegelt. So wird einer möglichen beschleunigten Korrosion
aufgrund unterschiedlicher elektrochemischer Potentiale entgegengewirkt. Durch die
Kombination mit mechanischen Fügetechniken können die nachteiligen Eigenschaften einer
Klebeverbindung zum Teil kompensiert werden. Dazu zählen unter anderem auftretende
Alterungs- sowie Kriecheffekte. Auch die nötigen Aushärtezeiten der Klebstoffe können durch
die Fixierung der Fügepartner mittels mechanischer Fügeverbindungen reduziert werden
[MES14]. Außerdem bieten Klebeschichten eine gute Geräuschs- und Vibrationsdämpfung
[MAL21]. Die Kosteneffizienz des Multi-Material-Designs wird jedoch durch den Einsatz
mechanischer Fügeverfahren in Kombination mit Kleben reduziert [POT17], da unter anderem
zusätzliches teures Equipment und längere Prozesszeiten notwendig sind [SZA20].
In der Arbeit von HAHN ET AL. [HAH14] wird die Anwendung selbststanzender Vollniete in
Kombination mit Kleben für die Materialpaarung aus 1,5 mm dickem Borstahl und 1,15 mm
dickem Aluminium der 6XXX-Serie vorgestellt. Dabei wurde ein Flachkopfniet und eine
optimierte Matrizengeometrie eingesetzt, sodass die plastische Verformung aufgrund der
unterschiedlichen Materialeigenschaften um 56 % reduziert werden konnten. Die dadurch
verringerten Fügespalte zwischen den Blechen führten zu einer Steigerung der
Belastungsgrenze um 8,9 %. Die maximalen Scherzugkräfte betrugen ca. 12 kN bei einem
Durchmesser des Vollniets von ca. 5 mm [HAH14].
Es gibt eine Reihe von Ansätzen, um die thermisch basierten Fügeverfahren zu modifizieren.
Dadurch sollen die Prozessgrenzen erweitert und so das Fügen artungleicher Werkstoffe
ermöglicht werden [MES14]. Dafür werden oftmals mechanische und thermische
Fügeverfahren miteinander kombiniert. Das Widerstandsschweißverfahren stößt innerhalb der
Automobilindustrie im Bereich des Leichtbaus unter dem Einsatz von hochfesten Stählen in
Kombination mit Leichtmetallen auf metallurgische Herausforderungen, sodass eine
Stand der Technik
11
Weiterentwicklung dieses Fügeverfahrens notwendig ist, um den Wärmeeintrag innerhalb der
Grundwerkstoffe zu reduzieren. Dazu zählt das Widerstandselementschweißen [HOL16].
Vorteilhaft ist, dass dafür die bereits etablierten Widerstandspunktschweißgeräte genutzt
werden können und so eine Massenfertigung zur Herstellung artungleicher Fügeverbindungen
umgesetzt werden kann. Die Arbeit von GÜNTER ET AL. [GÜN21] zeigt, dass es möglich ist,
eine Materialkombination aus 1,2 mm dicker Aluminiumlegierung und einem 1,5 mm dickem
Borstahl mittels Widerstandselementschweißen erfolgreich zu fügen. Eine Schweißlinse von
ca. 4 mm Durchmesser zwischen dem Stahlblech und einem Schweißniet mit einer
6 µm – 12 µm dicken Zn-Ni-Beschichtung führt zu einer ausreichenden Verbindungsfestigkeit.
Die maximalen Scherzugkräfte betrugen ca. 4 kN. In Kombination mit Kleben konnte die
maximal erreichbare Scherzugkraft auf ca. 13 kN erhöht werden [GÜN21]. Auch die
Forschungsergebnisse von MEINHARDT ET AL. [MEI19] präsentieren die erfolgreiche
Herstellung einer artungleichen Fügeverbindung aus mikrolegiertem Stahl und zwei
Aluminiumlegierungen mittels Widerstandselementschweißen. Scherzugversuche ergaben
eine maximale Scherzugkraft von 4,5 kN [MEI19].
Das Widerstandselementschweißen ermöglichte erstmalig das artungleiche Fügen von
warmumgeformtem Stahl und Aluminium in der Großserie zur Fertigung der Hutablage der
Passat B8 Limousine [BEC16].
Eine weitere Variante der thermisch-mechanischen Fügeverfahren ist das
Reibelementschweißen. In der Arbeit von MESCHUT ET AL. [MES14] werden mechanische
Fügeverfahren wie Clinchen, Stanznieten und Hochgeschwindigkeitsfügen den thermisch-
mechanischen Fügeverfahren wie Widerstandselementschweißen und
Reibelementschweißen zur Erzeugung artungleicher Fügeverbindungen zwischen 1,5 mm
Borstahl und 2 mm Aluminiumlegierung der 6XXX-Serie gegenübergestellt. Dabei erreichten
die mechanisch gefügten Bleche maximale Scherzugkräfte von ca. 4 kN – 6 kN bei einem
Verbindungsdurchmesser von ca. 3 mm – 6 mm und die thermisch-mechanisch hergestellten
Fügeverbindungen ca. 4 kN – 8 kN bei einem Verbindungsdurchmesser von ca. 5 mm. Die
Verfahren in Kombination mit Klebstoff, sowohl rein mechanisch als auch thermisch-
mechanisch, erzielten dabei deutlich höhere maximale Scherzugkräfte von bis zu ca. 18 kN
[MES14].
Auch in der Arbeit von ÐURI´C ET AL. [DUR22] wurde das Reibelementschweißen untersucht.
Es konnte eine Materialkombination aus 1 mm dicker 5XXX-Aluminiumlegierung und einem
1,5 mm dicken Dualphasenstahl erfolgreich gefügt werden. Die Ergebnisse wurden mit
äquivalenten Versuchen des Widerstandspunktschweißens gegenübergestellt. Es konnten
höhere maximale Scherzugkräfte beim Reibelementschweißen (ca. 2,4 kN) unter Verwendung
eines Fügehilfselements mit einem Durchmesser von 4 mm im Vergleich zum
Widerstandspunktschweißen mit einem Durchmesser der Schweißlinse von ca. 6 mm erreicht
werden [DUR22].
Das Element-Lichtbogenschweißen ist ebenfalls eine Entwicklung, um das Fügen von
Überlappverbindungen aus Stahl und Aluminiumlegierung zu ermöglichen. Dabei ist das obere
Blech aus Aluminium mit einem vorgebohrten oder vorgestanzten Loch. In diese Aussparung
wird dann ein Stahlniet mit einem Hohlraum und einem kleineren Durchmesser als die
Aussparung eingesetzt und mittels Lichtbogen an das Stahlblech gefügt. Der Hohlraum des
Niets wird dabei mit einem Zusatzwerkstoff gefüllt. Dadurch wird das Aufschmelzen des
Aluminiumblechs unterbunden [MAL21]. Diesen Ansatz haben die Autoren SUZUKI UND RYO
[SUZ19] untersucht. Dafür wurden eine 2 mm dicke 6XXX-Aluminiumlegierung und ein 1,4 mm
Stand der Technik
12
dicker Dualphasenstahl gefügt. Es wurden maximale Scherzugkräfte von mehr als 10 kN bei
einer Fläche der Schweißlinse von ca. 22 mm² erreicht [SUZ19].
2.1.2 Linienförmige Verbindungen
In diesem Kapitel werden Fügeverfahren zur Erzeugung linienförmiger Stahl/Aluminium-
Mischverbindungen vorgestellt. Dabei werden Mischverbindungen aus Blechen mit
Materialdicken ≤ 3 mm betrachtet. Außerdem werden nur die für die Automobilindustrie
relevanten thermischen Fügeverfahren (Press- und Schmelzschweißen) vorgestellt. Dazu
zählen das Rührreibschweißen, das Lichtbogenschweißen und das Laserstrahlschweißen
sowie deren Verfahrenskombinationen (Hybridverfahren) und das Schweißlöten. Bei den
Angaben der erreichten maximalen Zugkräfte sowie der Festigkeitswerte werden jeweils,
sofern von den Autoren dokumentiert, zusätzlich die mittels Scherzugversuche geprüften
Belastungsflächen oder die geprüften Verbindungslängen angegeben.
Rührreibschweißen
Das Rührreibschweißen wird ebenfalls wie das Rührreibpunktschweißen industriell zur
Serienproduktion von Aluminium-Automobilteilen eingesetzt. Hierbei können unterschiedliche
Aluminiumlegierungen miteinander kombiniert werden. Die Anwendung des
Rührreibschweißens ist begrenzt, denn es eignet sich am besten für gerade, flache
Verbindungen. Diese sind jedoch in den Karosseriekonstruktionen für linienförmige
Verbindungen kaum vorhanden [MAL21]. Somit können komplexe Geometrien mit Hilfe des
Rührreibverfahrens nicht gefügt werden [WAN21]. Zudem treten hohe Prozesskräfte auf.
Dadurch sind Spannvorrichtung zur Fixierung der Fügepartner und ein Amboss zur Abstützung
notwendig. Zur Herstellung von Mischverbindungen zwischen Stahl und Aluminiumlegierung
gibt es zahlreiche Studien.
Die Entstehung der intermetallischen Phasen beim direkten Rührreibschweißen von
Aluminium und Stahl wurde von TANAKA ET AL. [TAN20] untersucht. Dafür wurde eine
Stumpfstoßnaht aus je 3 mm dickem Baustahl und reinem Aluminium hergestellt. Es entstand
ein intermetallischer Phasensaum mit durchschnittlich 0,7 µm direkt im Bereich der
Werkzeugspitze und 1,7 µm im Bereich der Werkzeugschulter. Dieser Saum setzte sich aus
zwei unterschiedlichen Phasen, der FeAl3 und Fe2Al5, zusammen [TAN20].
Die Anwendung des Rührreibschweißens für die in der Automobilindustrie typischen
Blechdicken zum direkten Fügen von Stahl und Aluminium wurde von WASIF SAFEEN ET AL.
[WAS20], CAMPANELLA ET AL. [CAM16] und KARAKIZIS ET AL. [KAR19] analysiert. Die Autoren
WASIF SAFEEN ET AL. [WAS20] und CAMPANELLA ET AL. [CAM16] untersuchten eine
Überlappverbdingung aus 0,8 mm dickem verzinkten ferritischen Stahl und einer 1 mm dicken
Aluminiumlegierung der 6XXX-Serie. Beide Arbeiten zeigen, dass es möglich ist, eine
Stahl/Aluminium-Mischverbindung mittels Rührreibschweißen herzustellen. Die Entstehung
einer intermetallischen Phase konnte bei beiden Studien nicht festgestellt werden [CAM16,
WAS20]. Die Autoren WASIF SAFEEN ET AL. [WAS20] führten zusätzlich Härtemessungen und
Scherzugversuche durch. Eine maximale Härte von 113 HV 0,2 wurde im Linsendurchmesser
auf der Aluminiumseite gemessen. Dagegen stieg die Härte der Schweißlinse auf der
Stahlseite auf 299 HV 0,2 an. Diese Härtezunahme im Vergleich zu den Grundwerkstoffen
Stahl (90 HV 0,2) und Aluminium (79 HV 0,2) ist auf die Kaltverfestigung und die feinen
rekristallisierten Körner der Verbindung zurückzuführen, die durch das Rühren des Werkzeugs
Stand der Technik
13
entstanden sind. Innerhalb der Scherzugversuche konnte eine maximale Scherzugkraft von
ca. 5 kN erreicht werden [WAS20]. Die Arbeit von KARAKIZIS ET AL. [KAR19] zeigt, dass es
möglich ist, eine Stumpfschweißnaht zwischen 2 mm dickem Baustahl und einer
Aluminiumlegierung der 5XXX-Serie herzustellen. Dabei wurde die Ausbildung einer
intermetallischen Phase zwischen 3 µm und 5 µm beobachtet. Die Härte der Schweißlinse
betrug 180 HV 0,3 und lag ca. 40 % höher als die Härte des Stahlblechs. Auch hier sind
Kornfeinungsprozesse für die Härtezunahme verantwortlich [KAR19].
Lichtbogenschweißlöten
Das Lichtbogenschweißen wird in der Automobilindustrie zum Fügen artgleicher Werkstoffe
eingesetzt, jedoch nicht für Mischverbindungen [GUL19]. Zur Herstellung von
Stahl/Aluminium-Mischverbindungen ist das Lichtbogenschweißen verglichen mit dem
Laserstrahlschweißen weniger effektiv. Der Grund dafür sind deutlich höhere Wärmeeinträge,
welche zur Bildung größerer intermetallischer Phasenschichten führen [GUL19]. Deshalb
wurde vielfach das Schweißlöten mittels Lichtbogen bei reduzierten Wärmeeinträgen zur
Erzeugung von Stahl/Aluminium-Mischverbindungen untersucht. Dafür bieten sich vor allem
energiereduzierte Lichtbogenschweißverfahren an, wobei die Bildung der intermetallischen
Phasen erheblich verringert werden kann [STA08].
Die Autoren DAS ET AL. [DAS17] nutzten das Metall-Inertgas-Schweißverfahren (MIG), um eine
Materialkombination aus einer 5XXX-Aluminiumlegierung und einem verzinkten Stahlblech
mittels Schweißlötung zu fügen. Die Blechdicken betrugen je 1 mm und waren als
Überlappkonfiguration angeordnet, wobei sich das Aluminiumblech über dem Stahlblech
befand. Zusätzlich wurde ein Al-Si-Zusatzwerkstoff genutzt. Als zulässiger Wärmeeintrag
konnte ein Bereich von 36 J mm-1 – 106 J mm-1 festgestellt werden. In Abhängigkeit der
Drahtvorschubgeschwindigkeit entstanden unterschiedlich dicke intermetallische
Reaktionsschichten von ca. 0,7 µm – 6 µm. Die geprüfte ca. 7 cm lange Schweißnaht erreichte
eine maximale Zugfestigkeit von ca. 208 MPa. Dies entspricht ca. 82 % der Zugfestigkeit der
eingesetzten Aluminiumlegierung [DAS17].
Auch in der Arbeit von SACHIN ET AL. [SAC20] wurde eine Stahl/Aluminium-Mischverbindung
erfolgreich mit Hilfe des MIG-Verfahrens erzeugt. Hierfür kamen ein Aluminiumblech der
5XXX-Serie und ein nichtrostender Stahl mit jeweils 2 mm zum Einsatz. Zusätzlich wurde ein
Zusatzwerkstoff auf Aluminiumbasis und ein Zusatzwerkstoff auf Stahlbasis verwendet. Die
maximal erreichte Zugfestigkeit lag bei ca. 102 MPa bei einer geprüften Verbindungslänge von
25 mm und wurde durch die Verwendung des aluminiumbasierten Zusatzwerkstoffes erreicht
[SAC20].
In der Arbeit von MAMAT ET AL. [MAM20] wurde durch den Einsatz des Plasma-Puls-Metall-
Inertgas-Schweißverfahrens einer Überlappverbindung aus reinem Aluminium und Stahl mit
jeweils 2 mm erfolgreich schweißgelötet. Zusätzlich wurde ein Al-Si-Zusatzwerkstoff genutzt.
Durch dieses Verfahren ist es möglich einen geringeren sowie gleichmäßigeren Wärmeeintrag
in das Grundmetall einzubringen als im Vergleich zum Puls-Metall-Intergas-Schweißen. Dies
wird durch die niedrigere Tröpfchentemperatur und die geringere Abkühlrate erreicht. Dadurch
bildet sich eine dünnere sowie einheitlichere Dicke der intermetallischen Reaktionsschicht aus.
Es wurde die Bildung der Fe2Al5 und der FeAl3 Phase beobachtet. Die Dimension der
intermetallischen Phasen konnten von ca. 9 µm auf 3 µm reduziert werden. Es wurde eine
Zugfestigkeit von 93 MPa bei einer geprüften Verbindungslänge von 10 mm erreicht [MAM20].
Stand der Technik
14
Das Wolfram-Inertgas-Schweißen (WIG) wurde ebenfalls zur Herstellung einer
Stahl/Aluminium-Mischverbindung von POURANVARI UND ABBASI [POU18] untersucht. Durch
die Zugabe eines Al-Si-Zusatzstoffes konnte eine Überlappverbindung aus
Aluminiumlegierung der 6XXX-Serie und einem verzinkten Stahlblech erfolgreich
schweißglötet werden. Durch den siliziumhaltigen Zusatzwerkstoff konnte eine ternäre
Zusammensetzung (Al-Fe-Si) der sich bildenden intermetallische Phasen erzielt werden.
Diese weist im Vergleich zu den Al-Fe-Phasen weniger spröde Eigenschaften auf. Die
Dimension der Reaktionsschicht bildetet sich abhängig vom verwendeten Wärmeeintrag
(450 J mm-1 – 720 J mm-1) aus und betrug 2 µm – 4 µm. Es konnten maximale Zugkräfte von
ca. 3 kN – 5 kN bei einer geprüften Verbindungslänge von 25 mm erreicht werden [POU18].
Als neuartiges Fügeverfahren wurde von ZHANG ET AL. [ZHA16] das doppelseitige MIG-WIG-
Lichtbogenschweißen untersucht. Dieses Verfahren ermöglicht im Vergleich zum
konventionellen Lichtbogenschweißen eine geringere und gleichmäßigere Wärmezufuhr,
wodurch Eigenspannungen sowie die Bildung der intermetallischen Phasen reduziert werden
können. Aufgrund der zusätzlichen Erwärmung der Wurzelseite der Schweißnaht kann die
Benetzbarkeit verbessert werden. Eine Stoßverbindung aus reinem Aluminium und
austenitischem Stahl mit einer Blechdicke von jeweils 2 mm wurde mit einem Al-Si-
Zusatzwerkstoff schweißgelötet. Die Breite der sich gebildeten Reaktionsschicht lag zwischen
3 µm – 5 µm. Es konnten Zugfestigkeiten von 80 MPa erzielt werden, wobei der Bruch in der
Wärmeeinflusszone des Aluminiumbleches auftrat [ZHA16].
Auch das CMT-Verfahren wurde analysiert. Zu den Vorteilen des CMT-Verfahrens gehören
eine geringere Wärmezufuhr, eine geringere Spritzerbildung und eine höhere
Schweißgeschwindigkeit [SEL18]. In der Arbeit von YANG ET AL. [YAN19] wurde eine
Überlappverbindung aus einer 2 mm dicken 5XXX-Aluminiumlegierung und einem 1,8 mm
dicken Stahlblech mit einem Al-Si-Zusatzwerkstoff schweißgelötet. Der Wärmeeintrag betrug
157 J mm-1. Scherzugversuche ergaben eine maximale Zugfestigkeit von ca. 54 MPa bei einer
geprüften Verbindungslänge von 20 mm, wobei bei den Schweißlötungen der Bruch an der
Grenzfläche auf der Stahlseite auftrat. Dies begründen die Autoren damit, dass die
Bindungskräfte zwischen der Al7,2Fe1,8Si Schicht und der Schmelzzone höher ist als zwischen
der Al7,2Fe1,8Si und der (AlSi)3 Phase. Der Grund dafür sind die geringeren Fehlpassungen
zwischen der Schmelzzone und der Al7,2Fe1,8Si im Vergleich zu der Grenzfläche zwischen der
Al7,2Fe1,8Si und der (AlSi)3 Phase [YAN19].
Die Autoren NIU ET AL. [NIU16] stellten eine Überlappverbindung aus 1 mm 6XXX-Aluminium
und zwei verschiedenen Stählen von jeweils 1,2 mm mit Hilfe von zwei Al-Si-
Zusatzwerkstoffen und dem CMT-Verfahren her. Es wurde eine maximale Scherzugfestigkeit
von 189 MPa bei einer geprüften Verbindungslänge von 12,5 mm erreicht [NIU16].
Laserstrahlschweißen
Das Laserstrahlschweißen wird wie das Lichtbogenschweißen in der Automobilindustrie zum
Fügen artgleicher Werkstoffe eingesetzt [GUL19]. Für Aluminium-Basis-Legierungen und
Stähle ist das Laserstrahlschweißen ein hocheffizientes Fügeverfahren. Die Bildung der
intermetallischen Phasen lässt sich durch die exakte Kontrolle der Wechselwirkung der
geschweißten Metalle minimieren [KUR22]. Zudem bieten Festkörperlaser durch die
Übertragung des Laserstrahls mit Hilfe von flexiblen optischen Fasern ein hohes Maß an
Automatisierbarkeit. Durch die Montage der Laser auf Roboteranlagen ist die dreidimensionale
Bearbeitung in der Massenproduktion effektiv umsetzbar und somit ein vielversprechendes
Stand der Technik
15
Werkzeug. Das direkte Laserstrahlschweißen ohne Zusatzwerkstoffe zur Herstellung einer
Stahl/Aluminium-Mischverbindung wurde bereits umfangreich untersucht. Die Autoren KARCZ
ET AL. [KAR19a] analysierten die Wahl der Laserschweißparameter (600 W – 1200 W,
0,3 m min-1 – 0,5 m min-1), um eine Mischverbindung aus 1,2 mm ferritischem Stahl und 2 mm
Aluminium der 6XXX-Serie als Überlappkonfiguration erfolgreich zu fügen. Dabei
positionierten sie das Stahlblech über dem Aluminiumblech. Es kamen mikrostrukturelle
Untersuchungen der Schweißnähte in Form von Rasterelektronenmikroskopie und
Mikrohärteprüfungen zum Einsatz. Als optimale Laserstrahlschweißparameter führen die
Autoren 800 W und 0,3 m min-1 auf. Die genauen Zusammensetzungen der intermetallischen
Phasen wurden nicht untersucht. Die Autoren beobachteten eine signifikante Härtezunahme
in der Schweißnaht im Vergleich zu den Grundwerkstoffen. Dieser Härteanstieg wurde auf die
Anwesenheit der spröden intermetallischen Phasen zurückgeführt [KAR19a].
Die Arbeit von CUI ET AL. [CUI18] befasst sich mit dem Laserstrahlschweißen einer
Überlappverbindung aus 1,5 mm dickem Stahl und einer 1,5 mm dicken 6XXX-
Aluminiumlegierung. Dabei wurde auch hier das Stahlblech über dem Aluminiumblech
positioniert und das Duallaserstrahlschweißen im Keyhole-Modus angewendet. Es wurde der
Einfluss des Leistungsverteilungsverhältnisses der Laserstrahlen sowie der Strahlabstand auf
mechanischen Eigenschaften untersucht. Durch die Nutzung eines dualen Laserstrahls lassen
sich die bekannten Defekte wie Poren und Spritzer beim Schweißen mit einem einzelnen
Laserstrahl im Keyhole-Modus reduzieren. Als Grund dafür führen die Autoren die Einstellung
einer gleichmäßigeren Temperaturverteilung an. Als intermetallische Phasen konnten die
Fe4Al13, Fe2Al5 und FeAl2 identifiziert werden. Es wurde ein maximaler Zugwiderstand von
ca. 116 N mm-1 für ein Leistungsverteilungsverhältnis von 0,67 und einem Laserabstand von
1,5 mm bei einer geprüften Verbindungslänge von ca. 17,5 mm erzielt [CUI18].
Die Einflüsse unterschiedlicher Wärmeeinträge (28,5 J mm-1 – 36,3 J mm-1) wurden anhand
der mikrostrukturellen Veränderungen sowie den mechanischen Eigenschaften von
YUCE ET AL. [YUC19] untersucht. Dazu wurde eine Überlappverbindung aus 0,8 mm dickem
verzinkten Dualphasenstahl und einer 1 mm dicken Aluminiumlegierung der 6XXX-Serie direkt
laserstrahlgeschweißt. Dabei lag das Stahlblech auf dem Aluminiumblech. Der Wärmeeintrag
bestimmt sowohl die Einschweißtiefe, die Schweißnahtbreite als auch die Dicke der sich
bildenden intermetallischen Phasen. Durch die Verringerung des Wärmeeintrags auf
28,5 J mm-1 konnte die Dimension der intermetallischen Phasen von ca. 80 µm auf 5 µm
reduziert werden. Die Einschweißtiefe und Schweißnahtbreite nahmen mit zunehmendem
Wärmeeintrag zu. Durch den größeren Anteil an aufgeschmolzenem Aluminium in der
Schweißnaht entstanden die aluminiumreichen Fe2Al5 und FeAl3 Phasen. Die höchste
Belastbarkeit wurde bei einer Wärmezufuhr von 28,5 J mm-1 erreicht und betrug
ca. 109 N mm-1 bei einer geprüften Verbindungslänge von 6 mm. Anhand von
Mikrohärtemessungen konnte festgestellt werden, dass die intermetallischen Phasen zu einer
signifikanten Härtezunahme im Vergleich zu den Grundwerkstoffen führten [YUC19].
INDHU ET AL. [IND18] untersuchten die Auswirkung des Wärmeeintrags auf mikrostrukturelle
Veränderungen von Überlappverbindungen, die durch Laserstrahlschweißen im Keyhole-
Modus hergestellt wurden. Sie platzierten einen 1,5 mm Dualphasenstahl auf ein 3 mm 6XXX-
Aluminiumblech. Ein Faserlaser mit unterschiedlichen Laserenergiedichten (640 J mm-2,
850 J mm-2, 1250 J mm-2) wurde zum Aufschmelzen beider Bleche verwendet. Die
Experimente wurden durch ein zweidimensionales Modell zur Vorhersage der
Temperaturentwicklung der Fügepartner während des Schweißens unterstützt. In dieser
Stand der Technik
16
Studie wurden die Bildung einer kontinuierlichen Phase aus Fe2Al5 und einer nadelförmigen
Phase aus FeAl3 beobachtet. Sie zeigten auch, dass die Breite der intermetallischen Phasen
von der Laserenergiedichte abhängt. Bei 1250 J mm-2 bildete sich eine 30 µm breite IMC mit
Rissen aus, während bei 850 J mm-2 eine 6 µm – 10 µm dicke IMC ohne Risse entstand. Die
Risse begannen zwischen den einzelnen Säulen der Fe2Al5-Phasen und breiteten sich über
den gesamten Fe2Al5-Bereich aus. Dies begründen die Autoren damit, dass diese Phase im
Vergleich zur FeAl3-Phase die geringste Bruchzähigkeit besitzt (1 MPa m-1/2). Auch in dieser
Arbeit konnte durch die Bildung der intermetallischen Phasen eine Härtezunahme innerhalb
der Schweißnaht im Vergleich zu den Grundwerkstoffen verzeichnet werden [IND18].
PEREIRA ET AL. [PER19] stellten eine Mischverbindung aus je 1 mm Dualphasenstahl und
Aluminium mit Hilfe eines gepulsten Faserlasers her. Dabei wurden Laserleistungen von
6 kW – 8,4 kW und eine Pulsdauer von 11 ms – 16 ms variiert. Die optimalen
Laserstrahlschweißparameter waren 6,48 kW und eine Pulsdauer von 14 ms. Diese lieferten
die besten Festigkeitswerte von 123 MPa bei einer geprüften Verbindungslänge von 14 mm.
Dies entspricht ca. 88 % des Aluminiumgrundwerkstoffes. Die Ergebnisse zeigen, dass eine
qualitativ gute Schweißverbindung zwischen Stahl und Aluminiumlegierung möglich ist. Die
Autoren analysierten in ihrer Arbeit weder die Dimension noch die genaue Zusammensetzung
der einzelnen intermetallischen Phasen [PER19].
Hybride Laser/Lichtbogenschweißlötung
Das Laser-Hybridschweißen eröffnet für die Automobilindustrie einige Vorteile. Durch den
zusätzlichen Einsatz des Lichtbogens reduzieren sich die Anforderungen an die
Schweißnahtvorbereitung. Zudem kann die Schweißgeschwindigkeit erhöht und mit Hilfe der
Lichtbogentechnologie der Zusatzwerkstoff kostengünstig zugeführt werden [POP05]. Bspw.
kann durch die Kombination aus einer Kurzlichtbogentechnologie und einer führenden
Laserstrahlbehandlung vor dem Lichtbogen als Vorwärmung der Fügepartner die
Benetzbarkeit beim Einsatz eines zinkhaltigen Zusatzwerkstoffes verbessert werden, sodass
das Fügen von Stahl und Aluminium möglich ist, ohne dabei die Zinkschicht des Stahls zu
beschädigen [WIL06].
In der Arbeit von MENG ET AL. [MEN21] wurde das Laser-Lichtbogen-Hybridschweißen mit
oszillierendem Laserstrahl eingesetzt, um eine Mischverbindung aus je 2 mm austenitischem
Stahl und 6XXX-Aluminium in Kombination mit einem Al-Si-Zusatzwerkstoff sowie einem
Flussmittel herzustellen. Dabei diente der oszillierende Laserstrahl zur Verstärkung des
Schmelzflusses und somit zur Förderung des Wärmeaustausches. Dadurch sollte eine
gleichmäßigere Wärmeverteilung innerhalb der Schweißnaht sowie eine Reduzierung der
intermetallischen Phasenbildung hervorgerufen werden. Die hergestellten Stumpfstoßnähte
wurden metallurgisch untersucht. Die Autoren stellten fest, dass sich sowohl mit als auch ohne
Laserstrahloszillation ungleichmäßige Dicken der intermetallischen Phasen über den
Querschnitt ausbilden. Jedoch konnten durch den Einsatz eines oszillierenden Laserstrahls
die intermetallischen Phasenbreiten von 18 µm auf 1,3 µm reduziert werden. Dadurch gelang
es, die Zugeigenschaften um 65 % im Vergleich zum Fügen ohne Laserstrahloszillation zu
verbessern. Aufgrund der ungleichmäßigen zweiphasigen intermetallischen Phasenschicht
(Al13Fe4 und Al5Fe2) sind Mischbrüche (spröd und duktil) entstanden [MEN21].
Auch XUE ET AL. [XUE18] befassten sich mit dem Laser-Metall-Schutzgas-Hybridschweißlöten
bei Stumpfstoßnähten aus 2 mm Stahl und 6XXX-Aluminium sowie einem Al-Si-
Zusatzwerkstoff in Kombination mit einem Flussmittel. Zwischen den Blechen wurde zusätzlich
Stand der Technik
17
eine Al-Mg-Folie von 0,1 mm für eine bessere Benetzbarkeit platziert. Die Autoren stellten fest,
dass die Dimension der intermetallischen Phasen mit zunehmenden Wärmeeintrag steigt und
die schwächste Stelle innerhalb der Verbindung die Fe4Al13 Phase ist. Die maximalen
Zugfestigkeitswerte von 150 MPa bei einer Belastungsfläche von 24 mm² konnten bei einer
Laserleistung von 1200 W erreicht werden. Im Vergleich dazu wurde bei 1400 W eine ca.
10 µm dicke Fe4Al13 Schicht gebildet, welche mit vielen Rissen behaftet war. Diese Risse
führten zu einer signifikanten Schwächung der Fügeverbindung unter Zugbeanspruchung
[XUE18].
In der Arbeit von HUANG ET AL. [HUA17] wurde das Laserstrahlschweißen mit unterstütztem
WIG-Lichtbogen untersucht. Dafür wurden Stumpfstoßnähte aus 2 mm Aluminium und 1 mm
verzinktem Stahl gefügt. An der Grenzfläche zwischen Stahl und Aluminium wurde eine
zweiphasige Reaktionsschicht, bestehend aus Fe2Al5 und Fe4Al13 beobachtet. Die
Dimensionen dieser Sprödphasen schwankten je nach Laserleistung (1 kW – 1,6 kW)
zwischen 7,5 µm – 17 µm. Im Vergleich zu reinem Laserstrahlschweißen (125 MPa) konnte
durch das Unterstützen mittels WIG-Lichtbogen eine Zugfestigkeit von 163 MPa bei einer
geprüften Verbindungslänge von 12 mm erreicht werden. Dies entspricht ca. 74 % der
Festigkeit des eingesetzten Aluminiums [HUA17].
CHEN ET AL. [CHE19] analysierten das Laser-CMT-Schweißlöten bei Stumpfstoßnähten
zwischen jeweils 2 mm Aluminium der 5XXX-Serie und Baustahl. Dabei lag der Fokus der
Untersuchung unter anderem auf den Einfluss der Schweißgeschwindigkeit sowie der
Drahtvorschubgeschwindigkeit auf die Grenzflächenmikrostruktur und die mechanischen
Eigenschaften. Als Zusatzwerkstoff kam eine Al-Mg-Legierung zum Einsatz. Mit zunehmender
Drahtvorschubgeschwindigkeit bildeten sich größere intermetallische Phasen aus, woraus
geringere Zugfestigkeiten resultierten. Bei allen Versuchen lag die Dicke der intermetallischen
Phasen unter 5 µm. Es wurde die Bildung einer Fe2Al5 Phase auf der Stahlseite und einer
Fe4Al13 Phase in der Nähe der Schweißnaht festgestellt. Die Fügezone war durch eine typisch
dendritische Gussstruktur charakterisiert. Diese bestand aus zwei Phasen, dem α-Aluminium
und der β-Phase (Al3Mg2). Mit zunehmender Schweißgeschwindigkeit nahm der
Wärmeeintrag innerhalb der Fügeverbindung ab und führte zur Reduzierung der
intermetallischen Phasen. Jedoch traten ab einer Schweißgeschwindigkeit von 4 mm min-1
Risse auf der Stahlseite auf, welche auf die hohen Abkühlgeschwindigkeiten und den damit
verbundenen hohen Eigenspannungen zurückzuführen sind. Die höchste
Schweißnahtfestigkeit lag bei 83,4 MPa. Das Versagen trat im Bereich der intermetallischen
Phasenschicht auf [CHE19].
Laserstrahlschweißlöten
Das reine Laserlöten wurde Ender der 90 er Jahre entwickelt [KRI18]. Bald darauf wurde
dieses Verfahren zu einer modifizierten Fügetechnik dem Laserschweiß-Lötprozess erweitert
[KRE02]. Die Qualität der Verbindung hängt sowohl von den Schweißbedingungen als auch
von den Lotbedingungen ab. Dazu zählen unter anderem die Benetzbarkeit und die Reaktivität
der Grenzflächen. Dieses Fügeverfahren bietet großes Potential zum Fügen artungleicher
Werkstoffe mit signifikant unterschiedlichen Schmelztemperaturen. Die Vorteile sind unter
anderem das lokale Aufschmelzen der niedrigschmelzenden Fügekomponente sowie eine
geringe Wärmeeinflusszone und die Möglichkeit zur Herstellung komplexer Geometrien.
Zudem ist die Bildung der intermetallischen Phasen durch eine geeignete Temperaturkontrolle
und durch den Einsatz von Zusatzwerkstoffen oder Beschichtungen steuerbar [SUN20,
Stand der Technik
18
WAN21]. Es ist bekannt, dass die gebildeten intermetallischen Phasen den schwächsten
Bereich in einer schweißgelöteten Verbindung darstellen. Der Forschungsbedarf dieser
Fügetechnik ist noch nicht gedeckt. Es existieren nach wie vor Schwierigkeiten zur Herstellung
qualitativ hochwertiger Mischverbindungen [KRI18].
Durch das Zulegieren von Cu werden in der Fe4Al13 Phase Fe-Elemente durch Cu-Elemente
ersetzt, wodurch eine intermetallische Phase mit geringeren Härtewerten entsteht und
letztendlich zu einer Grenzfläche mit einer höheren Rissfestigkeit führt [TAN18].
In einer Studie von ZHANG ET AL. [ZHA16a] wurden verschiedene pulverförmige Zusatzstoffe
(ZnAl15, AlSi12 und AlCu5) beim Laserstrahlstumpfschweißen verwendet. Dabei wurde eine
Mischverbindung aus je 1 mm dickem Stahl und einer Aluminiumlegierung hergestellt. Die
Autoren stellten fest, dass das Si-Element die Reaktion der intermetallischen Phasenbildung
stärker hemmt als das Cu-Element. Im Vergleich zum Si haltigen Zusatzwerkstoff entstanden
beim Einsatz von Cu deutlich breitere intermetallische Phasen und eine Zugfestigkeit der
Mischverbindung von 83,8 MPa. Dies entspricht einer 43,9 %-igen Festigkeit des eingesetzten
Aluminiumgrundwerkstoffes. Im Gegensatz dazu konnte unter Einsatz von Si die höchsten
Zugfestigkeiten von 128,3 MPa erreicht werden, was mit einer 67,6 %-igen Zugfestigkeit des
Aluminiumgrundwerkstoffes vergleichbar ist [ZHA16a].
Die Autoren YU ET AL. [YU21] untersuchten die Bildung der intermetallischen Phasen sowie
der Mikrostruktur und den daraus resultierenden mechanischen Eigenschaften einer Stoßnaht,
bestehend aus jeweils 2 mm Baustahl und 5XXX-Aluminiumlegierung unter Anwendung
verschiedener Laserleistungen (400 W – 1200 W) und einem Zn haltigen Zusatzwerkstoff.
Unterhalb der Fügepartner wurde ein Kupferblock als zusätzliche Wärmesenke platziert. Sie
beobachteten die Bildung einer Fe2Al5 und einer FeZn10 Phase. Die besten Zugfestigkeiten mit
78 MPa konnten bei einer Laserleistung von 1200 W sowie bei einer geprüften
Verbindungslänge von 15 mm erreicht werden. Das Versagen trat auf der Stahlseite in Form
von Mischbrüchen (spröd und duktil) auf. Die Dimension der intermetallischen Phasen lag bei
ca. 8 µm [YU21].
HUANG ET AL. [HUA21] untersuchten das Prozessfenster und dessen Einfluss auf die
Grenzflächenmikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften von
laserstrahlschweißgelöteten Mischverbindungen aus 1,9 mm Borstahl und 1,5 mm
Aluminiumlegierung der 6XXX-Serie. Als Zusatzwerkstoff wurde eine ZnAl15 Legierung
verwendet. Sie beobachteten, dass das zusätzliche Zn zu neuen intermetallischen
Phasenzusammensetzungen führt, welche duktilere Eigenschaften besitzen als die
herkömmlichen intermetallischen Fe-Al-Phasen. Die Dimension der intermetallischen Phasen
lag zwischen 0,47 µm und 11,13 µm. Sie erreichten eine maximale Zugkraft von 2793 N bei
einer geprüften Verbindungslänge von 10 mm [HUA21].
Die Autoren ZHANG ET AL. [ZHA21] untersuchten die Mikrostruktur und die mechanischen
Eigenschaften einer laserstrahlschweißgelöteten Überlappverbindung aus je 2 mm verzinktem
Stahl und 6XXX-Aluminiumlegierung. Als Zusatzwerkstoff wurde AlSi5 mit verschiedenen
Drahtvorschubgeschwindigkeiten eingesetzt. Die Dimensionen der intermetallischen Phasen
schwankten zwischen 2 µm – 12 µm. Härtemessungen ergaben Werte von 70 HV 0,05 im
Bereich der Fügezone, 110 HV 0,05 auf der Stahlseite und 425 HV 0,05 im Bereich der
intermetallischen Phasen. Die höchsten Zugfestigkeiten von 70,4 MPa wurden bei einer
Drahtvorschubgeschwindigkeit von 3,5 m min-1 sowie einer geprüften Verbindungslänge von
ca. 15 mm – 20 mm erreicht, wobei 8 µm – 12 µm breite intermetallische Phasen vorlagen
[ZHA21].
Stand der Technik
19
HU ET AL. [HU21] untersuchten Überlappverbindungen aus jeweils 1 mm verzinktem
Dualphasenstahl und 6XXX-Aluminiumlegierung durch Laserstrahlschweißlöten in
Kombination mit verschiedenen Zusatzwerkstoffen (Al, AlSi5, AlSi10, AlSi15). Sie analysierten
den Einfluss des Si-Gehalts auf die Mikrostruktur und die Eigenschaften der Verbindungen
durch Zugversuche. Die besten Ergebnisse wurden mit einem AlSi10-Zusatzwerkstoff erzielt.
Es wurden intermetallische Phasen mit einer durchschnittlichen Breite von etwa 16 µm
identifiziert. Es konnten maximale Zugkräfte von ca. 1,6 kN erreicht werden. Sie zeigten, dass
die Bildung einer ternären Fe-Al-Si-Phasenzusammensetzung anstelle der binären Fe-Al-
Phasen zu einer wirksamen Verringerung der Härte der Schmelzzone und verbesserten
Zugeigenschaften der Verbindung führt [HU21].
In der Arbeit von XIA ET AL. [XIA18] wurde der Effekt des Si-Gehalts auf die Bildung der
intermetallischen Phasen beim Laserstrahlschweißlöten von Stumpfstoßnähten einer
Stahl/Aluminium-Mischverbindung untersucht. Die experimentellen Versuche wurden durch
numerische Analysen unterstützt. Mit Hilfe einer Finite-Element-Methode (FEM) Software
wurde der thermische Zyklus der Fügeverbindung berechnet. Es konnte gezeigt werden, dass
über den Querschnitt an der Grenzfläche zwischen festem Stahl und flüssigem Aluminium eine
ungleichmäßige Temperaturverteilung vorherrscht. Der obere Bereich weist bis zu 200 °C
höhere Temperaturen auf als der untere Bereich. Damit begründen die Autoren, dass sich eine
ungleichmäßige Breite der intermetallischen Phasen ausbildet. Durch das Zulegieren von Si
konnte die Breite der intermetallischen Phasen von 16,7 µm auf 1,4 µm reduziert werden. Die
besten Festigkeitseigenschaften konnten mit ca. 210 MPa erreicht werden. Alle Proben
versagten an der intermetallischen Phasenschicht [XIA18].
YUAN ET AL. [YUA19] führten eine Grenzflächencharakterisierung einer Stahl/Aluminium-
Mischverbindung durch, welche mit Hilfe von einem dualen Laserstrahl ohne Zusatzwerkstoffe
schweißgelötet wurde. Die mechanischen Eigenschaften der Fügeverbindungen wurden durch
Zugprüfungen ermittelt. Als Fügepartner kamen ein 1,2 mm verzinkter Dualphasenstahl und
eine 1 mm 7XXX-Aluminiumlegierung zum Einsatz. Die Bleche wurden in einer
Überlappanordnung platziert, wobei sich das Aluminiumblech auf dem Stahlblech befand. Die
Dimensionen der intermetallischen Phasen waren abhängig von der gewählten Laserleistung
(1 kW – 1,6 kW) und schwankten zwischen 8,37 µm – 12,12 µm. Auf der Stahlseite konnte die
Fe2Al5 und auf der Aluminiumseite die FeAl3 Phase identifiziert werden. Bei einer Laserleistung
von 1,4 kW konnte die beste Verbindungsqualität mit einer Zugfestigkeit von 123,7 MPa bei
einer geprüften Verbindungslänge von 10 mm erreicht werden. Die Autoren beobachteten
sowohl Duktil- als auch Sprödbrüche [YUA19].
In der Arbeit von WANG ET AL. [WAN17] wurde eine Überlappverbindung aus verzinktem
Dualphasenstahl und 6XXX-Aluminiumlegierung von jeweils 1 mm durch
Laserstrahlschweißlöten ohne Zusatzwerkstoff gefügt. Dabei wurde der Einfluss der
Wärmezufuhr auf die Bildung intermetallischer Phasen und die mechanischen Eigenschaften
der Verbindung mit Hilfe des Zugversuches untersucht. Dafür wurde die Streckenergie in zwei
Stufen variiert. Bei einer niedrigen Streckenergie von 162 J mm-1 wurde die Bildung zwei
intermetallischer Phasen (Fe2Al5 und Fe4Al13) beobachtet. Die Breite der intermetallischen
Phasen lag bei ca. 20 µm. Bei der geringen Streckenergie von 162 J mm-1 konnten maximale
Zugkräfte von 1,7 kN erzielt werden [WAN17].
LIEDL ET AL. [LIE18] untersuchten das Laserstrahlschweißlöten von Stoß- und
Überlappverbindungen aus jeweils 1 mm ferritischem Stahl und 6XXX-Aluminiumlegierung
ohne Zusatzwerkstoffe. Dabei wurde die Streckenenergie von 30 J mm-1 – 130 J mm-1 variiert.
Stand der Technik
20
Zur Kontrolle der nötigen Abkühlbedingungen wurden verschiedene Unterlagen aus
Aluminium, Stahl, Kupfer und Wasserkühlung eingesetzt, um so die Bildung der
intermetallischen Phasen zu reduzieren. Die experimentellen Versuche wurden durch
numerische Analysen unterstützt. Die numerischen Analysen wurden zur Bestimmung der
Temperaturprofile und zur Abschätzung des Benetzungsverhaltens sowie der Vorhersage der
Verteilung der intermetallischen Phasen genutzt. Bei allen Experimenten konnten
intermetallischen Phasen von weniger als 10 µm realisiert werden. Die genaue
Zusammensetzung der intermetallischen Phasen wurde von den Autoren nicht bestimmt. Die
besten Verbindungseigenschaften wurden unter Verwendung einer Kupferunterlage erreicht.
Dabei konnten maximale Zugkräfte von bis zu 5860 N bei einer Streckenergie von über
40 J mm-1 erzielt werden [LIE18].
Bild 2-3: Übersicht der Festigkeitswerte sowie maximalen Zugkräfte beim direkten
Laserstrahlschweißen und Schweißlöten von Stahl und Aluminiumlegierung aus der Literatur
entnommen, Quellenverweise sind im Bild enthalten
Im Bild 2-3 ist eine Übersicht der unterschiedlichen Festigkeitswerte sowie maximalen
Zugkräfte beim direkten Laserstrahlschweißen als auch beim Laserstrahlschweißlöten mit und
ohne Zusatzwerkstoff für Überlapp- und Stoßverbindungen dargestellt. Der Stand der Technik
zeigt, wie sehr die Festigkeitswerte bzw. maximal erreichbaren Zugkräfte beim direkten
Laserstrahlschweißen sowie beim Laserstrahlschweißlöten mit und ohne Zusatzwerkstoff von
Stahl/Aluminium-Mischverbindungen variieren. Der Grund dafür sind die Schwankungen
innerhalb der Dimensionen und Zusammensetzungen der intermetallischen Phasen. Die
Festigkeitswerte erstrecken sich von 50 MPa - 300 MPa, wobei die maximal erreichbaren
Zugkräfte zwischen 500 N - 6000 N liegen. Eine zugehörige Tabelle mit einer genauen
Auflistung der eingesetzten Materialpaarung, den Blechdicken, den verwendeten
Zusatzwerkstoffen als auch den Dimensionen und Zusammensetzungen der dabei
entstandenen intermetallischen Phasen sind in der Tabelle A-1 im Anhang zu finden. In der
Tabelle A-1 sind ebenfalls unterhalb der Festigkeitswerte bzw. den maximal erreichten Kräften
in Klammern entweder die betrachtete Belastungsfläche oder zumindest die geprüfte
Stand der Technik
21
Verbindungslänge angegeben. In den meisten Fällen konnten jedoch keine Angaben
bezüglich der betrachteten Belastungsflächen zur Festigkeitsbestimmung bzw. keine
Begründungen zur Wahl der geprüften Verbindungslängen der Autoren gefunden werden.
Stand der Technik
22
2.2 Elektromagnetische Schmelzbadbeeinflussung
In einigen industriellen Prozessen kommt die elektromagnetische Strömungskontrolle von
geschmolzenen Metallen bereits zum Einsatz. Zu diesen Prozessen zählen unter anderem
das Metallgießen und die Kristallzüchtung [AVI13, BAC12]. Die Anwendung
elektromagnetischer Kräfte dient zur Stabilisierung der Oberfläche des erstarrenden Metalls,
zur Beeinflussung der Fließgeschwindigkeiten (beschleunigt zum Rühren und verlangsamt zur
Beruhigung durch den Hartmann-Effekt) oder um eine bestimmte Mikrostruktur des erstarrten
Materials zu erzeugen [BAC12]. Flüssige Metalle sind elektrisch leitfähige Medien, deren
Strömungsbewegung durch den Einsatz von Magnetfeldern beeinflusst werden kann [AVI13].
Dafür kommen sowohl Dauermagneten als auch Wechselstrommagneten zum Einsatz. Die
vorliegende Arbeit beschränkt sich auf die Beschreibung des Wechselstrommagneten, denn
nur bei einem oszillierenden Magnetfeld ist die kontaktlose Erzeugung einer
Volumendruckkraft im Schmelzbad möglich [BAC14]. Außerdem kann mit Hilfe der
Oszillationsfrequenz eine Begrenzung des Wirkbereiches des Magnetfeldes erzielt werden.
Dies ist für die Beeinflussung eines Schmelzbades bei Blechdicken ≤ 3 mm von Vorteil. Mit
Hilfe eines oszillierenden Magnetfeldes B wird ein Wirbelstrom j, welcher senkrecht zum
schwingenden Magnetfeld ausgerichtet ist, induziert. Aus dem Kreuzprodukt des
Magnetfeldes und dem Wirbelstrom resultiert die Lorentzkraft FL:
FL = 〈j x B〉
(2-1)
Daraus ergibt sich ein elektromagnetischer Druck pEM, welcher wie folgt beschrieben werden
kann:
pEM = B2
2μ0
(2-2)
Dabei ist μ0 die Magnetfeldkonstante (4π × 10-7 H m-1). Der Einflussbereich dieser
elektromagnetischen Kräfte ist abhängig von der Oszillationsfrequenz f des Magnetfeldes.
Diesen Zusammenhang beschreibt die Skinschichtdicke δ:
δ = (π f σ μ0)-1/2
(2-3)
Dabei ist σ die elektrische Leitfähigkeit des flüssigen Metalls. Durch die Variation der Frequenz
ist eine gezielte Einstellung des Einflussbereiches der Magnetkraft möglich. Das Prinzip der
Erzeugung einer Lorentzkraft durch einen Wechselstrommagneten beim Durchschweißen wird
schematisch im Bild 2-4 dargestellt. Dabei ist in diesem Fall der Magnet unterhalb des
Werkstücks platziert. Diese Konfiguration dient bspw. zur Stützung des Schmelzbades beim
Schweißen von Grobblechen (Blechdicken > 3 mm) [AVI13]. Die Platzierung des
Magnetsystems ist auch oberhalb des Werkstücks möglich, wobei der Laserstrahl in diesem
Fall zwischen den Magnetpolen geführt werden muss. Diese Konfiguration dient bspw. zur
Porenreduktion [FRI18].
Stand der Technik
23
Bild 2-4: Prinzipielle schematische Darstellung der durch einen Wechselstrommagneten erzeugten
Lorentzkraft der Schwerkraft g0 entgegengesetzt, erstellt nach [AVI13]
Für das Laserstrahlschweißen sind bereits verschiedene Anwendungsmöglichkeiten für die
elektromagnetische Schmelzbadbeeinflussung nachgewiesen worden. In der Arbeit von
AVILOV ET AL. [AVI12] konnte durch den Einsatz der elektromagnetischen Strömungskontrolle
die Oberfläche einer 5XXX-Aluminiumschmelze beim Laserstrahl-Einschweißen in PA-
Position stabilisiert werden. Dazu wurde ein Wechselstrommagnet an einem
Laserschweißkopf montiert und das oszillierende Magnetfeld senkrecht zur Schweißrichtung
ausgerichtet. Die Dicke des Aluminiumbleches betrug 6 mm. Große Temperaturunterschiede
zwischen der Dampfkapillare und der Erstarrungsfront führen zu einer Ausbildung intensiver
Marangoni-Strömungen im oberen Bereich des Schmelzbades, wodurch die
Schmelzbadoberfläche sehr groß und instabil werden kann. Durch den Einsatz eines
Wechselmagnetfeldes von etwa 300 mT und 4000 Hz konnte eine Reduzierung der
Oberflächenrauheit von bis zu 50 % erzielt werden. Neben der Stabilisierung der
Schmelzbadoberfläche konnte die Porosität der Aluminiumschweißnaht verbessert werden.
Die Instabilität der Dampfkapillare verursacht die Bildung von Gasblasen. Die Zeit zur
Entweichung reicht oftmals nicht aus und wird im Fall von Aluminium durch die sich bildende
Oxidschicht auf der Schmelzbadoberfläche erschwert. Die Anzahl der gebildeten Poren ist
abhängig von der genutzten Schweißgeschwindigkeit. In dieser Arbeit verblieben bei höheren
Schweißgeschwindigkeiten (2 m min-1) bis zu 60 Poren in der Schweißnaht. Diese Anzahl
konnte auf ca. 10 Poren durch die Verwendung des Magnetfeldes (344 mT, 4030 Hz) reduziert
werden [AVI12].
Die Entstehung von Gasblasen und einer signifikanten Oberflächenrauigkeit kann ebenfalls
beim Laserstrahl-Einschweißen von Aluminiumdruckguss auftreten. Durch den
Schweißprozess wird der herstellungsbedingt eingeschlossene Wasserstoff einer
Aluminiumdruckgusslegierung freigesetzt. Die Arbeit von FRITZSCHE ET AL. [FRI18] zeigt, dass
der Einsatz eines oszillierenden Magnetsystems in Kombination mit einem Scheibenlaser den
Entgasungsprozess unterstützt. Existieren in der Schmelze Phasen mit geringerer elektrischer
Leitfähigkeit, bspw. Gasblasen, ändert sich lokal die Stromdichte. Die nach unten gerichtete
Lorentzkraft drückt die gut leitende Aluminiumschmelze weg vom Magneten hinunter zum
Schmelzbadgrund. Daraus resultiert eine Auftriebskraft, welche auch als Archimedes-Kraft
bezeichnet wird, wodurch die Gasblasen nach oben an die Schmelzbadoberfläche befördert
Stand der Technik
24
werden. Durch die Verwendung eines oberhalb der Schweißnaht platzierten Magnetfeldes von
etwa 300 mT und 4000 Hz konnte der Entgasungsprozess der Wasserstoffporen eines 6 mm
dicken Aluminiumdruckgussbleches verbessert werden, sodass eine Reduzierung der
Porosität als auch der Oberflächenrauigkeit um ca. 75 % erreicht wurde [FRI18].
Beim Laserstrahl-Durchschweißen in PA-Position von Grobblechen ist ab einer
Einschweißtiefe von 20 mm die Schwerkraft eine prozessbegrenzende Einflussgröße. Der
hydrostatische Druck steigt mit zunehmender Blechdicke. Übersteigt dieser Druck die
Oberflächenspannung, kommt es wurzelseitig zum Austropfen der Schmelze. Dies tritt im
kritischen Bereich direkt hinter der Dampfkapillare auf, dort wo die breiteste Stelle der
Schmelzbadunterseite existiert [AVI13]. Um das Absacken der Schmelze und damit die
Entstehung wurzelseitiger Imperfektionen (Wurzelüberstände) zu vermeiden, ist der Einsatz
einer Schweißbadstützung erforderlich. Herkömmliche Schweißbadstützsysteme wie
Keramik- oder Pulverstützen erfordern eine zeitaufwendige mechanische Nachbearbeitung
der Schweißnaht. Der mögliche Einsatz einer elektromagnetischen Schweißbadstütze stellt
eine berührungslose Alternative zur herkömmlichen Schweißbadstütze dar, welche keine
aufwendige mechanische Nachbearbeitung erfordert [ÜST18].
In der Arbeit von AVILOV ET AL. [AVI13] konnte die Strömung der erzeugten 5XXX-
Aluminiumschmelze beim Laserstrahl-Tiefschweißen in Kombination mit einem Magnetfeld
von etwa 77 mT und 460 Hz erfolgreich kontrolliert werden, um das gravitationsbedingte
Austropfen der Schmelze von bis zu 30 mm dicken Aluminiumblechen zu verhindern [AVI13].
In der Arbeit von ÜSTÜNDAG ET AL. [ÜST18] wird das Laser-Lichtbogen-Hybridschweißen von
bis zu 28 mm dicken volldurchgeschweißten Baustählen mit elektromagnetischer
Schweißbadstütze vorgestellt. Die elektromagnetische Schmelzbadstütze verhindert die
Entstehung von unerwünschten Wurzelüberständen und ermöglicht eine Reduzierung der
Schweißgeschwindigkeit. Dies führt zu langsameren Abkühlzeiten und damit zur
Verbesserung der mechanisch-technologischen Eigenschaften der geschweißten Strukturen.
Durch die elektromagnetische Schweißbadstütze können die Grenzen des Laser-Lichtbogen-
Hybridschweißen für Bleche mit hohen Materialdicken erweitert werden [ÜST18].
Die Arbeit von FRITZSCHE ET AL. [FRI16] zeigt die erfolgreiche Umsetzung der
elektromagnetischen Schmelzbadstütze beim Hochleistungslaserstrahlschweißen von bis zu
20 mm dickem Duplexstahl- und Baustahlblechen. Dafür wurden zwei Laserstrahlsysteme, ein
Scheibenlaser und ein Faserlaser in Kombination mit verschiedenen Magnetfeldstärken und
Oszillationsfrequenzen untersucht. Die Ergebnisse verdeutlichen, dass die
elektromagnetische Schmelzbadstütze nicht nur auf die Anwendung nicht ferromagnetischer
Materialien begrenzt ist. Der Hysterese-Effekt und der Verlust der Magnetisierung oberhalb
der Curie-Temperatur wurden bei den Experimenten berücksichtigt. Dieses Phänomen
reduziert die Effektivität der Lorentzkräfte, jedoch ist eine erfolgreiche Kompensation des
hydrostatischen Drucks zur nötigen Stützung des Schmelzbads weiterhin möglich [FRI16].
Der Einfluss der Lorentzkräfte auf das Schmelzbad ist experimentell schwer zu beobachten.
Als ein wesentliches Werkzeug bieten sich dafür numerische Simulationen an. Sie
ermöglichen die Aufklärung der gekoppelten physikalischen Phänomene im Schmelzbad im
Zusammenhang mit einem extern angelegten Magnetfeld und seinen erzeugten Strömungen
[RET22].
Für Grobbleche sind bereits numerische Analysen durchgeführt worden. In der Arbeit von
BACHMANN ET AL. [BAC12] wurde ein dreidimensionales, laminares, stationäres numerisches
Modell entwickelt, um den Einfluss eines AC-Magnetfeldes auf die Schweißbaddynamik und
Stand der Technik
25
den Schweißnahtquerschnitt zu analysieren. In diesem Modell wurde das
Laserstrahldurchschweißen eines 20 mm dicken Aluminiumbleches mit einem
Wechselstrommagneten an der Wurzelseite des Bleches modelliert. Die numerischen
Ergebnisse wurden mit experimentellen Versuchen abgeglichen und stimmen qualitativ gut
überein. Die Ergebnisse zeigen, dass das Fließverhalten der Schmelze und die daraus
resultierende Temperaturverteilung durch die Anwendung oszillierender Magnetfelder deutlich
verändert werden. Ohne Anwendung der elektromagnetischen Kräfte bilden sich große
Marangoniwirbel an der Ober- und Unterseite des Schmelzbades aus. In der Nähe der
Dampfkapillare herrscht ein nach oben gerichteter Strom aufgrund der natürlichen Konvektion.
Diese Strömungsbewegung schwächt den unteren Marangoniwirbel, wobei der obere
Marangoniwirbel unterstützt wird. Außerdem existiert an der Blechoberseite ein größerer
Dampfkapillardurchmesser als an der Blechunterseite. Dies und die Verstärkung des oberen
Marangoniwirbels bewirken eine stärkere Ausdehnung des Schmelzbades an der
Blechoberseite. Die Dimensionen der Schmelzbadunterseite sind aufgrund der
vorherrschenden natürlichen Konvektion und der konischen Struktur der Dampfkapillare
kleiner als die der Schmelzbadoberseite. Unter Anwendung eines Magnetfeldes von 77 mT
und 459 Hz wird der Schmelzbadteil innerhalb der Eindringtiefe der Lorentzkraft von einer
vertikalen Strömungsbewegung dominiert und zeigt einen geringen Einfluss auf die
Marangonispannung der unteren Schmelzbadfläche. Aufgrund des begrenzten Wirkbereiches
des Magnetfeldes ist der Einfluss auf den oberen Teil des Schmelzbades gering und wird
daher von den Thermokapillarströmungen kontrolliert. Ein weiterer Effekt tritt an der Unterseite
des Schweißbades auf. Dabei handelt es sich um den sogenannten Hartmann-Effekt. Ein Teil
der Lorentzkraft ist gegen die Geschwindigkeit des flüssigen Metalls gerichtet, wodurch die
Marangoniströmung an der Unterseite geschwächt wird. Durch diesen Effekt ändert sich das
hydrodynamische Verhalten der Schmelze und führt zu einem stabileren ruhigeren
Schmelzbad [BAC12].
In einer weiteren Arbeit von BACHMANN ET AL. [BAC13] wurde mit Hilfe eines dreidimensionalen
numerischen Modells die Lorentzkraftverteilung in einem Laserstrahl erzeugten Schmelzbad
eines 20 mm dicken 5XXX-Aluminiumblechs zur Kompensation des hydrostatischen Druckes
beim einlagigen Volldurchschweißen analysiert. Die Lorentzkräfte wurden von unten in die
Bleche erzeugt. Die Ergebnisse zeigen, dass die Erhöhung der magnetischen Flussdichte im
Vergleich zum Dickblechschweißen ohne elektromagnetischer Schmelzbadstütze eine
Kompensation des hydrostatischen Druckes bis zu Δp = 0 möglich ist. Dies ist der Bereich der
optimalen Kompensation. Wird dieser Grenzwert überschritten, entsteht eine
Überkompensation. Die flüssige Schmelze wird in den oberen Schweißbadbereich gedrückt
und führt zu unerwünschten Defekten an der Blechunterseite aufgrund des fehlenden
Materials. Für Aluminium wurden für eine vollständige Kompensation ein Magnetfeld von etwa
70 mT vorhergesagt. Die numerischen Analysen verdeutlichen, dass durch das Anlegen eines
Magnetfeldes die Strömungseigenschaften innerhalb der Eindringtiefe der Lorentzkraft an der
Unterseite des Aluminiumbleches verändert werden. Die numerischen Ergebnisse wurden mit
experimentellen Versuchen verglichen. Die simulierte magnetische Flussdichte für eine
vollständige Kompensation des hydrostatischen Druckes stimmte mit einer Abweichung von
10 % gut mit den experimentellen Ergebnissen überein [BAC13].
Um den Einfluss eines magnetischen Wechselfeldes während des Hochleistungs-Laserstrahl-
Durchschweißens von 20 mm dickem austenitischen Stahl zu untersuchen, wurde in der Arbeit
von BACHMANN ET AL. [BAC14a] ein dreidimensionales, turbulentes, stationäres numerisches
Stand der Technik
26
Modell verwendet. Dabei wurde der Werkstoff als ideales nicht-ferromagnetisches Material
modelliert. Die numerischen Analysen sagten für eine optimale Kompensation des
hydrostatischen Drucks eine Magnetfeldstärke im Bereich von 80 mT und einer Frequenz von
10 kHz bis 135 mT und einer Frequenz von 1 kHz vorher. Der Druckkraftverlauf der
Lorentzkräfte im Schmelzbad ändert sich in Abhängigkeit der eingestellten Frequenz bei
gleichbleibender Magnetfeldstärke. Von der Schmelzbadoberfläche ausgehend nimmt die
Druckkraft zunächst zu, bis sie einen maximalen Wert erreicht hat. Anschließend fällt der Druck
bis zur Blechunterseite. Bei höheren Frequenzen ist dieser Druckanstieg flacher, erreicht
jedoch im Vergleich zu niedrigeren Frequenzen höhere Maximalwerte im Druckkraftverlauf.
Die Ergebnisse zeigen weiterhin, dass die angewendeten Lorentzkräfte das Strömungsmuster
im Vergleich zum Referenzfall ohne magnetische Steuerung nicht signifikant im Schmelzbad
des austenitischen Bleches verändern. Die numerisch vorhergesagten Magnetfeldstärken für
eine optimale Schmelzbadstütze waren etwas niedriger als die experimentell gefundenen
Magnetfeldstärken [BAC14a].
Neben der Stützung des Schmelzbades haben XU ET AL. [XU21] eine umwälzende Wirkung
des Schmelzbades durch ein extern angelegtes oszillierendes Magnetfeld beim
Laserstrahldurchschweißen von 10 mm dicken 5XXX-Aluminiumblechen festgestellt. Zudem
war mit steigender Magnetfeldstärke eine Verbesserung der Oberflächenrauigkeit an der
Blechober- und Unterseite zu beobachten [XU21].
Eine weitere Anwendungsmöglichkeit beim Schweißen ist das Prinzip des
elektromagnetischen Rührens, welches bereits aus der Gießtechnik bekannt ist. Dabei wird
die Bildung einer lokalen wirbelartigen Strömung genutzt. Dies geschieht bspw., wenn das
Magnetfeld abweichend von der Schweißrichtung ausgerichtet ist [RET22].
Die Arbeit von MENG ET AL. [MEN19] analysiert numerisch die Vorteile des
elektromagnetischen Rührens beim Laserstrahlschweißen. Dadurch kann neben einer
homogenen Verteilung von Zusatzwerkstoffen im Schmelzbad ebenfalls eine gezielte
Kornfeinung erreicht werden. Dafür wurde ein instationäres dreidimensionales numerisches
Modell für das Laserstrahlschweißen mit elektromagnetischem Rühren entwickelt. In diesem
Modell wurden ein Wärmeübertragungs- und Fluidströmungsmodell mit dem Elementtransport
und der magnetischen Induktion gekoppelt. Die numerischen Analysen wurden mit
experimentellen Versuchen abgeglichen. Dafür wurden 10 mm dicke austenitische
Stahlbleche mit einem Nickel-Basis-Zusatzwerkstoff laserstrahlgeschweißt. Unterhalb des
Stahlbleches wurde ein Wechselstrommagnet mit einer Oszillationsfrequenz von 3600 Hz und
einer Magnetfeldstärke von 235 mT platziert und um einen Winkel von 75° zur
Schweißrichtung ausgerichtet. Durch diese Anordnung des Magnetsystems zur
Schweißrichtung ist die Erzeugung einer asymmetrischen Lorentzkraftverteilung möglich,
wodurch das elektromagnetische Rühren des flüssigen Metalls optimiert wird. Durch EDX-
Analysen wurde die Verteilung des Nickels im Schmelzbad überprüft. EBSD-Analysen dienten
zur Bestimmung der Kornstruktur und Kornorientierung. Es konnte gezeigt werden, dass die
Lorentzkraft einen Einfluss auf den thermischen Flüssigkeitsstrom und die
Erstarrungsparameter hat. Die im Schmelzbad entlang der Längsebene auftretenden
Aufwärts- und Abwärtsbewegungen werden durch das Magnetsystem verstärkt, sodass der
zugeführte Zusatzwerkstoff bis in den Wurzelbereich des Schmelzbades durchmischt werden
kann. Weiterhin wurde die Korngröße im oberen Teil der Schweißnaht signifikant reduziert.
Dabei wird die Kornfeinung durch eine auftretende Dendritenfragmentierung dominiert
[MEN19].
Stand der Technik
27
Die Anwendung eines oszillierenden Magnetfeldes zur Optimierung der Durchmischung beim
Einsatz von nickelbasierten Zusatzwerkstoff beim Hybrid Laser-Lichtbogen-Schweißen von
20 mm dickem Baustahl wurde in der Arbeit von ÜSTÜNDAG ET AL. [ÜST19] untersucht. Das
oszillierende Magnetsystem wurde unterhalb des Stahlbleches um 30° zur Schweißrichtung
ausgerichtet und bei einer Magnetfeldleistung von 1,8 kW sowie einer Frequenz von 1,2 kHz
betrieben. Durch die Drehung des oszillierenden Magnetfeldes um 30° wird eine
Rotationskomponente der Lorentzkraft erzeugt, die zu einer homogenen Verteilung des
Zusatzwerkstoffs über die gesamte Blechdicke führte [ÜST19].
Die Untersuchungen von GATZEN ET AL. [GAT11] zeigen, dass bei der Anwendung der
elektromagnetischen Durchmischung hauptsächlich die magnetische Flussdichte die
Homogenität der Konzentrationsverteilung beim Laserstrahlschweißen von 3 mm dicken
reinen Aluminiumblechen mit Al-Si-Zusatzwerkstoff bestimmt [GAT11].
In diesem Kapitel konnte eine Vielzahl von möglichen Anwendungsbeispielen der
elektromagnetischen Schmelzbadbeeinflussung beim Laserstrahlschweißen aufgezeigt
werden. Bei den vorgestellten experimentellen Ergebnissen zur elektromagnetischen
Schmelzbadstütze konnte nicht nur eine Verhinderung des Austropfens der Schmelze,
sondern auch eine mögliche Überkompensation der Schwerkraft bei hohen Magnetfeldstärken
beobachtet werden [AVI13, BAC12, BAC13, BAC14a, FRI16]. Die Möglichkeit, die
Schmelzbadkontur durch elektromagnetische Kräfte kontrolliert zu verschieben und damit
neue geometrische Freiheitsgrade zu schaffen, wurde bisher nicht untersucht.
Schweißlötverbindungen bestehen nur aus einem stoffschlüssigen Zusammenhalt der
artungleichen Fügepartner. Ein zusätzlich erzeugter Formschluss könnte die
Verbindungsfestigkeit verbessern. Die Kombination aus Laserstrahlschweißlöten und
elektromagnetischer Schmelzbadverschiebung eröffnet einen neuen Ansatz für eine
Fügetechnik für artungleiche Werkstoffe, wobei sowohl ein Stoff- als auch Formschluss
erzeugt wird.
Stand der Technik
28
2.3 Ansatz für eine neue Fügetechnik
Der Vorteil beim Fügen von Stahl und Aluminiumlegierungen liegt im Aufschmelzen von nur
einem Fügepartner, um eine bessere Kontrolle über die Bildung der intermetallischen Phasen
zu gewährleisten. Außerdem können durch den Verzicht auf Zusatzwerkstoffe, Flussmittel und
Fügehilfselemente Fertigungskosten eingespart und die Leichtbaubilanz verbessert werden.
Ohne den Einsatz von Hilfselementen sowie Zusatzwerkstoffen ist eine kontrollierte Bewegung
der erzeugten Schmelze erforderlich, um eine stoff- und gleichzeitig formschlüssige
Fügeverbindung herzustellen.
In diesem Kapitel wird der Ansatz für eine neue patentierte thermische Fügetechnik für
Überlappverbindungen aus artungleichen Werkstoffen vorgestellt. Die einzelnen
Prozessschritte sind im Bild 2-5 aufgezeigt. Diese neuartige Fügetechnik basiert auf eine
Schmelzbaderzeugung mittels Laserstrahl im Keyhole-Modus in Kombination mit einer
kontrollierten elektromagnetischen Schmelzbadverdrängung durch eine Lorentzkraft. Dieser
Ansatz ist für punkt- sowie linienförmige Überlappverbindungen einsetzbar, benötigt weder
Zusatzwerkstoffe, Flussmittel noch Fügehilfselemente und arbeitet berührungslos. Die
Überlappverbindung besteht aus zwei Fügepartnern, wobei der obere Fügepartner stets den
höheren Schmelzpunkt besitzt und mit einer konischen punkt- oder linienförmigen Aussparung
versehen ist (Bild 2-5 a)). Durch diese Aussparung hindurch wird mit Hilfe eines Laserstrahls
der untere Fügepartner, in diesem Fall eine Aluminiumlegierung (Al-Leg.), aufgeschmolzen
und ein definiertes Schmelzbad generiert sowie aufrechterhalten. Dabei wird die
Aufschmelzung des oberen Fügepartners (hier Stahl) vermieden. Unterhalb der
Überlappverbindung ist ein Wechselstrommagnet platziert. Durch das oszillierende
Magnetfeld wird in dem unteren Fügepartner eine entgegen der Schwerkraft (g0) gerichtete
Lorentzkraft (FL) erzeugt, während der Laserstrahl weiterhin aktiv bleibt. Diese
Volumendruckkraftkomponente bewirkt eine kontrollierte Verdrängung der Schmelze nach
oben in die Aussparung des oberen Fügepartners hinein (Bild 2-5 b)). Die flüssige
Metallschmelze benetzt und füllt die Aussparung des oberen Fügepartners. Dort erfolgt nach
Abschaltung des Laserstrahls die Erstarrung der verdrängten Schmelze zu einer stoff- und
formschlüssigen Verbindung (Bild 2-5 c)).
Bild 2-5: Prinzipielle schematische Darstellung der Prozessschritte der neuen Fügetechnik a)
Überlappanordnung, b) elektromagnetische Schmelzbadverdrängung und c) erstarrte
Fügeverbindung, eigene Darstellung
Im Schmelzbad treten verschiedene Druckkräfte auf. Beim Durchschweißen im Keyhole-
Modus wird die Dampfkapillare durch den Rückstoßdruck (Ablationsdruck) pabl entgegen der
Oberflächenspannung pγ, dem hydrostatischen Druck ph und dem hydrodynamischen Druck
pd offengehalten [AI18, GRÄ10]. Der Rückstoßdruck steht dabei senkrecht zur
Wandoberfläche der sich bildenden Dampfkapillare [AI18]. Der hydrodynamische Druck wirkt
Stand der Technik
29
dem Ablationsdruck entgegen und verursacht das Schließen der Dampfkapillare [GRÄ10]. Für
eine quasi-stabile Geometrie des Keyholes müssen sich diese Druckkräfte im
Gleichgewichtszustand befinden (Δp = 0) [VOL12].
∆p= pabl+ py+ ph+ pd
(2-4)
In der Realität unterliegt die ausgebildete Dampfkapillare aufgrund lokaler
Druckschwankungen einer gewissen Dynamik/Schwingung [HÜG09], welche zu
Prozessinstabilitäten wie Spritzer und Defekten in Form von Poren führen kann [GRE05].
Aufgrund der Schwingungsbewegung der Dampfkapillargeometrie kann regelmäßig ein
Verschließen des Keyholes auftreten [HÜG09]. Durch dieses dynamische Verhalten können
Einschnürungen entstehen, sodass der untere Teil der Kapillare durch eine
Schmelzbadbrücke vom oberen Teil getrennt ist. Nach der Schmelzbaderstarrung bleiben so
unregelmäßig verteilte, schlauchförmige Poren zurück. Nach Abschaltung des Laserstrahls
fällt die Dampfkapillare zusammen, wodurch Gasblasen in der Schmelze eingeschlossen
werden können. Aufgrund der hohen Abkühlgeschwindigkeiten können diese Gasblasen aus
dem Schmelzbad nicht mehr rechtzeitig vor der Erstarrung entweichen und bleiben als Poren
zurück. Auch bei den bestmöglichen Schweißbedingungen können Poren auftreten [BUN21],
jedoch sind nach DIN EN ISO 13919-2 für Stufe B eine Porosität von 3 % mit einer maximalen
Porengröße des 0,3-fachen der Blechdicke erlaubt [DIN13919-2].
Schmelzbadauswürfe treten explosionsartig sowie über den gesamten Schmelzprozess
stochastisch verteilt auf. Dabei führen Schmelzbadschwingungsbewegungen zu
Einschnürungen der Kapillare im oberen Bereich. Diese führen zu einem Anstieg des lokalen
Dampfdruckes, wodurch Flüssigmetall aus dem Schmelzbad heraus ausgeworfen wird
[GRE05, HUA20, VOL17]. Das Ablösen von Schmelzbadteilchen wird aufgrund der
Materialeigenschaften von Aluminium durch eine geringere Viskosität und
Oberflächenspannung im Vergleich zu anderen Metallen wie z.B. Stahl erleichtert. Die geringe
Viskosität kann ebenfalls zu Ausbeulungen bzw. Absenkungen der Aluminiumschmelze an der
Schweißnahtwurzelseite führen [BUN21]. Außerdem können die gebildeten
Schmelzbadauswürfe Lufteinschlüsse verursachen, wenn diese wieder ins Schmelzbad
zurückfallen [SCH02].
Die eben beschriebene Instabilität der Dampfkapillare und das Auftreten von
Schmelzbadauswürfen könnten sich negativ auf den Schmelzbadverdrängungsprozess
auswirken. Bei der Ausbildung der Dampfkapillare ist ein Teil des Ablationsdrucks nach unten
gerichtet [TAB16] (siehe Bild 2-6 a)) und könnte ebenfalls den
Schmelzbadverdrängungsprozess nachteilig beeinflussen. Während der
Schmelzbadverdrängung ändern sich die Druckverhältnisse im Schmelzbad. Die qualitative
zeitliche Entwicklung der verschiedenen Druckkräfte während des Verdrängungsprozesses ist
schematisch im Bild 2-6 b) und c) dargestellt.
Stand der Technik
30
Bild 2-6: Prinzipielle schematische Darstellung der qualitativen zeitlichen Entwicklung der
verschiedenen Druckkräfte während des Verdrängungsprozesses
a) Laserstrahleinkopplung, b) ausgebildete Dampfkapillare und c) Verdrängung mit
ausgebildeter Dampfkapillare, die Länge der Pfeile stellt qualitativ die Stärke der jeweiligen
Kraft dar, eigene Darstellung
Der hydrostatische Druck ist entgegen der elektromagnetischen Druckkraft gerichtet und bleibt
konstant, da sich die Höhe der Schmelzbadsäule während des Verdrängungsvorgangs nicht
ändert. Innerhalb des Schmelzbadverdrängungsprozesses verlässt die Schmelze den
Einflussbereich (δ) des Magnetfeldes, sodass der elektromagnetische Druck während des
Verdrängungsvorgangs abnimmt. Der Laplace-Druck (Krümmungsdruck) steigt mit
zunehmender Krümmung der verdrängten Schmelzbadoberfläche an und wirkt, wie der
hydrostatische Druck, der elektromagnetischen Druckkraft entgegen. Wie bereits beschrieben,
steht der Ablationsdruck senkrecht auf der Wandoberfläche der gebildeten Dampfkapillare.
Dem Ablationsdruck wirkt der hydrodynamische Druck entgegen und steht ebenfalls senkrecht
auf der Dampfkapillarwand. Bei einer stabil geöffneten Dampfkapillare haben demnach der
Ablations- und hydrodynamische Druck keinen signifikanten Einfluss auf die
Schmelzbadverdrängung.
Stand der Technik
31
2.4 Zielsetzung der Arbeit
Die vorliegende Arbeit befasst sich erstmalig mit der Herstellung artungleicher, punkt- und
linienförmiger Überlappverbindung aus Stahl und einer Aluminiumlegierung mit Blechdicken
≤ 3 mm mittels eines neuen patentierten Fügeverfahrens. Wie im Stand der Technik bereits
aufgezeigt wurde, ist das Fügen der Werkstoffkombination Stahl und Aluminiumlegierung nach
wie vor ein wichtiges Forschungsthema. Dabei werden Möglichkeiten zur Erweiterung der
Prozessgrenzen bereits vorhandener Fügeverfahren sowie die Entwicklung neuer
Fügetechniken angestrebt. Das grundlegende Verständnis der Bildungsprozesse der
intermetallischen Phasen beim Schweißlöten zwischen Stahl und Aluminiumlegierung sind
umfangreich vorhanden. Im Rahmen der vorliegenden Arbeit gilt es dementsprechend auf den
bereits bestehenden Erkenntnissen aufzubauen und den Ansatz der präsentierten neuen
Fügetechnik hinsichtlich der Umsetzbarkeit zu untersuchen. Dabei liegt der Fokus auf der
Beobachtung der Temperaturentwicklung beider Fügepartner, um die Bildung
intermetallischer Phasenanteile zu verstehen und entsprechend zu reduzieren. Die thermische
Beaufschlagung durch den Laserstrahl ist dafür möglichst kurzzuhalten. Zur Schaffung eines
grundlegenden Verständnisses für eine gezielte Schmelzbadverdrängung wurde zunächst der
stationäre Fall (ohne Bewegung der Bleche) zur Herstellung punktförmiger Fügeverbindungen
untersucht. Somit ist eine direkte Bestimmung der nötigen Magnetfeldstärken zur vollständigen
Füllung der Aussparung im oberen Fügepartner sowie die Beobachtung der Auswirkung der
gewählten Frequenz möglich. Wie bereits im Stand der Technik aufgezeigt wurde, sind
numerische Simulationen ein wichtiges Hilfsmittel zur Analyse der durch die Lorentzkraft
hervorgerufenen Schmelzbadströmungen sowie zur Bestimmung der kompletten
Temperaturverteilung innerhalb der Fügepartner. Deshalb wurde in der vorliegenden Arbeit
neben experimentellen Untersuchungen zusätzlich ein vereinfachtes numerisches Modell
entwickelt, welches sowohl die zeitliche Entwicklung der Schmelzbadausbildung als auch die
elektromagnetische Schmelzbadverdrängung für punktförmige Überlappverbindungen
berücksichtigt. Mit Hilfe dieses numerischen Modells ist eine zeitliche Abschätzung des
Verdrängungsvorgangs sowie der Temperaturentwicklung der Fügepartner möglich. Nach
dem Stand der Technik für punktförmige artungleicher Verbindungen sind durch den
vorgestellten neuen Fügeansatz keine hochbelastbaren Verbindungen wie bspw. beim
mechanischen Fügen in Kombination mit Kleben zu erwarten. Deshalb liegt vorwiegend der
Fokus auf eine erfolgreiche Umsetzung der neuen Fügetechnik für linienförmige
Verbindungen. Die gewonnenen Erkenntnisse der punktförmigen Verbindungen dienen dafür
als Basis. Die Analyse der Mikrostruktur der hergestellten punkt- und linienförmigen
Verbindungen erfolgte durch lichtmikroskopische sowie rasterelektronenmikroskopische
Untersuchungen in Kombination mit Mikrohärtemessungen nach Vickers. Zur Bestimmung der
Festigkeitswerte bzw. maximal erreichbaren Zugkräfte wurden zur Einordnung in den Stand
der Technik Scherzugversuche durchgeführt. Die vorliegende Arbeit stellt einen ersten
grundlegenden Schritt für die Entwicklung eines neuen Ansatzes zum Fügen artungleicher
Werkstoffe dar.
Versuchsdurchführung
32
3 Versuchsdurchführung
3.1 Verwendete Werkstoffe
In dieser Arbeit wurden 1 mm dicke ferritische Stahlbleche DC01 (1.0330) und 2 mm sowie
3 mm dicke Bleche der Aluminiumlegierung AlMg3 (EN AW 5754) verwendet. In der
vorliegenden Arbeit wurde ein unverzinkter Stahl zur Erprobung der neuen Fügetechnik
eingesetzt, um den nachteiligen Prozesseinfluss des Zinkes durch mögliche Verdampfung der
Zinkschicht zu umgehen. Bei den gewählten Werkstoffen handelt es sich um
Konstruktionswerkstoffe, welche ebenfalls innerhalb der Automobilindustrie zur Anwendung
kommen. Die jeweilige chemische Zusammensetzung wurde mittels Funken-Emissions-
Spektrometrie bestimmt und sind in Tabelle 3-1 und Tabelle 3-2 aufgezeigt. Die Materialien
wurden an jeweils fünf Stellen gemessen und daraus der Mittelwert berechnet. Die ermittelten
chemischen Zusammensetzungen liegen in den Grenzwerten der jeweils zulässigen
genormten Legierungszusammensetzung [DIN573-3, DIN10139].
Tabelle 3-1: Gemessene und genormte [DIN573-3] chemische Zusammensetzung der
EN AW 5754 Aluminiumlegierung in Massenprozent (Ma - %)
Element
Si
Fe
Cu
Mn
Mg
Cr
Zn
Ti
Al
Gemessen
EN AW 5754
0,082
0,26
0,016
0,45
3,33
0,014
0,007
0,015
Rest
DIN EN 573-
3:2009
0,40
0,40
0,1
0,5
2,6-
3,6
0,30
0,20
0,15
Rest
Tabelle 3-2: Gemessene und genormte [DIN10139] chemische Zusammensetzung des
unverzinkten 1.0330 Stahls in Massenprozent (Ma - %)
Element
C
Mn
S
P
Fe
Gemessen 1.0330
0,018
0,13
0,007
0,015
Rest
DIN EN 10139:1997
0,12
0,60
0,045
0,045
Rest
Versuchsdurchführung
33
3.2 Numerische Versuchsdurchführung
Die numerischen Analysen wurden angelehnt an die Norm DIN 35223 durchgeführt
[DIN35223]. Wie bereits beschrieben, wurde zunächst der stationäre vereinfachte Fall (ohne
Bewegung der Bleche) zur Erzeugung punktförmiger Verbindungen betrachtet. Dies diente zur
Klärung der nötigen Magnetfeldstärken im Feinblechbereich (≤ 3 mm), um eine kontrollierte
vollständige Schmelzbadverdrängung in die Aussparung des oberen Fügepartners zu erzielen
und dabei die Temperaturentwicklung für die Bildung der intermetallischen Phasen zu
beobachten. Die numerischen Analysen dienen lediglich als vereinfachtes
Beobachtungshilfsmittel und nicht zur exakten Abbildung aller physikalischen Phänomene des
Fügeverfahrens. Die Modelle dienen weder zur Berechnung von Eigenspannungen noch zur
Berechnung von werkstofflichen Veränderungen aufgrund von Diffusionsprozessen zwischen
Stahl und Aluminium sowie der Temperaturbeaufschlagung durch den Laserstrahl. Zur
Durchführung der nummerischen Analysen wurde die Simulationssoftware der Comsol
Multiphysics GmbH, Göttingen (Versionen 4.3 und 5.4) verwendet. Zur Vereinfachung der
Komplexität und zur Einsparung von Rechenzeiten wurden zwei unabhängige Modelle
entworfen. Ein dreidimensionales (3D) Modell diente zur Berechnung der räumlichen
Lorentzkraftverteilung im Aluminiumschmelzbad. Die Lorentzkraftverteilungen zeigten
geringfügige Abweichungen in X- und Y-Richtung, sodass für das zweite Modell zur Abbildung
der Schmelzbadverdrängung und Beobachtung der Temperaturverteilung der Fügepartner
eine gemittelte Lorentzkraftverteilung genutzt werden konnte. Dies ermöglichte für das zweite
Modell eine weitere Reduzierung der Komplexität sowie Einsparung von Rechenzeiten,
sodass dieses Modell zweidimensional (2D) und rotationssymmetrisch modelliert werden
konnte. Die nummerischen Analysen unterstützen die experimentellen Versuche bei der
Aufklärung der erzeugten Strömungsbewegungen der Aluminiumschmelze durch die
Lorentzkraft. Das 2D Modell ermöglicht außerdem die Berechnung der absoluten Druckkraft
der verschiedenen untersuchten Magnetfeldstärken über die Aluminiumblechhöhen und
besitzt im Vergleich zu einem 3D Modell einen geringeren Einfluss von Fehlern, da nur zwei
Raumrichtungen betrachtet werden. Die Simulationsergebnisse wurden mit den
experimentellen Versuchen anhand von Hall-Sensormessungen, Schmelzbadgeometrien,
Verdrängungshöhen und der lokalen Messung der Temperaturentwicklung der Stahllage
verglichen. Für beide Simulationsmodelle wurden aus der Literatur Materialeigenschaften
entnommen, welche mit den experimentell verwendeten Werkstoffen vergleichbar sind und für
einen Temperaturbereich von Raumtemperatur bis zur Verdampfungstemperatur vollständig
vorzufinden waren. Es ist davon auszugehen, dass die Unterschiede in den chemischen
Zusammensetzungen zwischen den numerischen und experimentell gewählten Werkstoffen
keinen signifikanten Einfluss auf das thermophysikalische Werkstoffverhalten
(Materialeigenschaften der Tabelle 3-5) innerhalb der numerischen Analysen haben. Bei
beiden Simulationsmodellen wurde keine Einspannvorrichtung sowie Einspannkräfte
berücksichtigt. In Tabelle 3-3 und Tabelle 3-4 sind die genormten chemischen
Zusammensetzungen der verwendeten Werkstoffe für die numerischen Analysen aufgelistet.
Tabelle 3-5 enthält die temperaturabhängigen Materialeigenschaften des ferritischen
Baustahls S250G2T (1.0034) [MAT20a, VDI13] und der Aluminiumlegierung AlSi1Mg0,8
(EN AW 6181) [SCH07] bei Schmelztemperatur sowie die Eigenschaften der Luft [VDI13] bei
Raumtemperatur. Bild 3-1 präsentiert die verwendeten normalisierten thermophysikalischen
Werkstoffeigenschaften der numerischen Analysen.
Versuchsdurchführung
34
Tabelle 3-3: Genormte chemische Zusammensetzung der für die Simulation verwendeten
EN AW 6181 [DIN573-3] in Ma - %
Element
Si
Fe
Cu
Mn
Mg
Cr
Zn
Ti
Al
DIN EN 573-3:2009
0,8-
1,2
0,45
0,10
0,15
0,6-
1,0
0,10
0,20
0,10
Rest
Tabelle 3-4: Genormte chemische Zusammensetzung der für die Simulation verwendeten
1.0034 [DIN10305-2] in Ma - %
Element
C
Si
Mn
S
P
Fe
DIN EN 10305-2:2010
0,15
0,35
0,70
0,025
0,025
Rest
Tabelle 3-5: Temperaturabhängige Materialeigenschaften von Stahl (1.0034) [MAT20a] und der
Aluminiumlegierung (EN AW 6181) [SCH07] bei Schmelztemperatur sowie Luft
[VDI13] bei Raumtemperatur
Materialeigenschaften
Symbol
EN AW 6181
1.0034
Luft
Einheit
Schmelzbereich
Tm ±
ΔT
911 ± 18,5
1699
–
K
Verdampfungstemperatur
Tevap
2720
3135
–
K
Dichte
ρ
2450
7850
1,1890
kg m–3
spezifische Wärmekapazität
cp
1165
846
1006
J kg –1 K–1
Wärmeleitfähigkeit
λ
100
27,3
0,02587
W m–1 K–1
elektrischer Widerstand
σ-1
24,77 x 10–8
–
–
Ω m
dynamische Viskosität
η
–
–
1,82 × 10–5
Pa s
Versuchsdurchführung
35
Bild 3-1: Normalisierte thermophysikalische Eigenschaften von a) der Aluminiumlegierung (EN AW
6181) [SCH07] und b) dem Stahl (1.0034) [MAT20a]
3.2.1 3D Modell für die Berechnung der Lorentzkraftverteilung
Für das dreidimensionale Modell wurde eine Überlappanordnung aus 1 mm dickem Stahl und
2 mm dickem Aluminiumblech modelliert. Der Schwerpunkt lag auf der Berechnung der
dreidimensionalen Verteilung der Lorentzkraft in einem vereinfacht angenommenen
Aluminiumschmelzbad. Aus diesem Grund wurde für dieses Modell weder die zeitliche
Entwicklung des Aluminiumschmelzbades noch die Temperaturentwicklung der Fügepartner
berücksichtigt. Es kam keine Wärmequelle zum Einsatz. Im Aluminiumblech wurde eine
stationäre Schmelzbadsäule modelliert, in der die Stromdichte des Wechselstrommagneten
induziert und als Ausgabegröße die Lorentzkraft entsprechend nach Formel 2-1 berechnet
wurde. Der Durchmesser der Schmelzbadsäule betrug 4 mm. Dieser Wert wurde aus
Vorversuchen zur Schmelzbaderzeugung der 2 mm dicken Aluminiumbleche gewonnen, um
ein reproduzierbares stabiles Schmelzbad beim Durchschweißen mit einem Laserstrahl zu
gewährleisten. Diese Schmelzbadsäule wurde in zwei verschiedene Bereiche unterteilt. Für
den Randbereich wurde die Schmelztemperatur der Aluminiumlegierung (911 K) und im
Mittelpunkt eine schmale Säule mit der zugehörigen Verdampfungstemperatur definiert. Der
Bereich der Verdampfungstemperatur im Mittelpunkt (2720 K) diente als vereinfachte
Berücksichtigung der sich ausbildenden Dampfkapillare beim Laserstrahldurchschweißen. Die
Dimension der Dampfkapillare entspricht ca. dem Fokusdurchmesser des Laserstrahls
[GRE05]. Aus diesem Grund wurde ein Durchmesser von 570 µm gewählt. Dieser Wert
stammt aus Kaustikmessungen zur Charakterisierung des eingesetzten Laserstrahls bei den
experimentellen Versuchen. Das Stahlblech befand sich oberhalb des Aluminiumblechs und
besaß eine vereinfachte, gerade Aussparung mit einem Durchmesser von 1,6 mm. Dieser
Durchmesser wurde so gewählt, dass ein Drittel der erzeugten Aluminiumschmelze zur
Füllung dieser Aussparung vorgesehen war und genug Restmaterial im Aluminiumblech nach
der Verdrängung vorhanden blieb. Die umliegenden Bereiche wurden als Luft modelliert. Die
qualitative 3D Verteilung der Lorentzkraft im Schmelzbad und das 3D Simulationsmodell sind
schematisch im Bild 3-2 und Bild 3-3 dargestellt.
Versuchsdurchführung
36
Bild 3-2: Prinzipielle schematische Darstellung der 3D Verteilung der Lorentzkraft FL im Schmelzbad
a) in X-, b) in Y- und c) in Z-Richtung, eigene Darstellung
Bild 3-3: Darstellung des 3D Modells zur Berechnung der Lorentzkraftverteilung, eigene Darstellung
Für das Magnetsystem wurden 2 mm unterhalb der Überlappanordnung zwei Magnetpole
entsprechend den experimentell verwendeten Dimensionen modelliert. Der Abstand zwischen
den Magnetpolschuhen betrug 17,5 mm, wobei jeweils die Polschuhfläche 19 mm x 19 mm
umfasste. Der Einflussbereich der Lorentzkraft wurde auf die Dicke des Aluminiumblechs
begrenzt, um die Wechselwirkungen mit dem ferromagnetischen Stahlblech auf ein Minimum
zu reduzieren. Dies erforderte eine hohe Frequenz von 3750 Hz, entsprechend der Definition
der Skinschichtdicke nach Formel 2-3. Die Lorentzkräfte wurden für fünf verschiedene
Magnetfeldstärken bei einer konstanten Frequenz von 3750 Hz simuliert. Darüber hinaus
wurde eine weitere Frequenz von 4850 Hz numerisch untersucht. Dies diente zur Klärung, ob
eine Erhöhung der Frequenz zu einer Optimierung des Verdrängungsprozesses führt.
Aufgrund der Ergebnisse von BACHMANN ET AL. [BAC14a] ist bekannt, dass die maximale
Druckkraft mit zunehmender Frequenz ansteigt [BAC14a]. Für das 3D Modell dienten mittels
Hall-Sensor experimentell gemessene Magnetfeldstärken mittig zwischen den
Magnetpolschuhen als Eingangsgrößen. Eine Übersicht der genutzten Parameter für das 3D
Modell ist in Tabelle 3-6 gegeben. Zur Einsparung von Rechenzeiten wurde ein freies
Tetraeder-Netz angewendet, wobei die Elementgrößen für die jeweiligen Interessenbereiche
unterschiedlich groß definiert wurden. Von Interesse war hauptsächlich die Berechnung der
Lorentzkraft im Bereich der Aluminiumschmelze und der Aussparung. Dafür wurde eine
deutlich feinere Vernetzung angewendet als für die umliegenden Bereiche. Die kleinste
Elementenlänge betrug 0,0096 mm. Insgesamt enthielt dieses Modell 868425 Elemente und
3590 Knoten. Ein Ausschnitt der Vernetzung des 3D Modells ist im Bild 3-4 aufgezeigt.
Versuchsdurchführung
37
Aufgrund von experimentellen Thermoelementmessungen ist bekannt, dass eine
Magnetfeldleistung von bis zu 2000 W zu einer zusätzlichen maximalen induktiven Erwärmung
der Fügepartner von ca. 35 °C nach 10 s führt. Diese geringe induktive Erwärmung wurde
innerhalb der Simulationsmodelle vernachlässigt, da dieser Wärmeeintrag keinen signifikanten
Einfluss auf die gesamte Temperaturentwicklung der Fügepartner ausübt.
Tabelle 3-6: Übersicht der genutzten Parameter für das 3D Modell
Parameter
Wert
Einheit
Eindringtiefe Magnetfeld
4,1 und 3,6
mm
Polschuhquerschnitt
19 x 19
mm²
Polschuhabstand
17,5
mm
Abstand zum Fügepartner
2
mm
Resonanzfrequenz
3750 und 4850
Hz
Magnetfeldstärke
0 - 220
mT
Magnetfeldleistung
0 - 2000
W
Bild 3-4: Darstellung der Vernetzung des 3D Modells zur Berechnung der Lorentzkraftverteilung,
eigene Darstellung
Versuchsdurchführung
38
3.2.2 2D Modell für die Berechnung des Schmelzbadverdrängungsprozesses
Für das 2D rotationssymmetrische Modell wurde analog zu dem 3D Modell eine
Überlappverbindung aus 1 mm dickem Stahl und 2 mm Aluminiumlegierung modelliert und
temperaturabhängige Materialeigenschaften genutzt. Dieses Modell berücksichtigte die
Schmelzbadverdrängung durch Lorentzkräfte sowie den Wärmeübergang zwischen den
Fügepartnern und Luft. Für den Übergang zwischen flüssiger Aluminiumlegierung und Luft
wurde die Phasenfeldmethode verwendet. Ziel war die Berechnung des zeitlichen Verlaufs der
Schmelzbadeentstehung sowie die Schmelzbadverdrängung zur Füllung der Aussparung in
der Stahllage und die Beobachtung der Temperaturentwicklung der Fügepartner. Außerdem
kann mit Hilfe des 2D Modells, wie bereits erwähnt, die absolute Druckkraft der verschiedenen
Magnetfeldleistungen über die Höhe des Aluminiumschmelzbades berechnet werden. Dies
verbessert das Verständnis der experimentellen Verdrängungsergebnisse. Die
Strömungsbewegung der umgebenden Luft ist für diese Arbeit nicht von Bedeutung und hat
keinen Einfluss auf die Ergebnisse dieser Untersuchung. Daher wurde die Luft in Anlehnung
an die Arbeit von BRUYERE ET AL. [BRU13] vereinfacht als laminares und inkompressibles Fluid
modelliert. Dazu wurde die Luftdichte durch den Faktor 10 dividiert und die dynamische
Viskosität mit dem Faktor 50 multipliziert [BRU13]. Dieses Verfahren hat keinen Einfluss auf
das thermophysikalische Verhalten des Aluminiumschmelzbades. Es ist bekannt, dass der
Effekt der freien Konvektion als signifikanter Einfluss vor allem bei Schmelzbaddimensionen
von mehreren Zentimetern zu erwarten ist [BAC14, LAN17]. Da sich die Analyse auf die
Beeinflussung der Schmelzbadverdrängung durch eine erzeugte Strömungsbewegung durch
Lorentzkräfte fokussierte, wurden in diesem Modell die Marangonikonvektion und die freie
Konvektion nicht berücksichtigt. Wie im Bild 2-6 b) und c) gezeigt, wirken bei einer stabil nach
beiden Seiten geöffneten Dampfkapillare der Ablationsdruck und der hydrodynamische Druck
orthogonal zur Druckkraftrichtung des Magnetfeldes. Als Vereinfachung wurden diese Kräfte
im 2D Modell vernachlässigt. Es wurden lediglich der hydrostatische Druck, der Laplace-Druck
vereinfacht als Oberflächenspannungskraft und die Druckkraft des Magnetfeldes
berücksichtigt. Für die numerische Analyse der Schmelzbadverdrängung wurden für die
Phasenfeldmethode weitere Materialeigenschaften genutzt, um das materialspezifische
Fließverhalten der Schmelze zu modellieren. Dafür kamen zusätzlich die dynamische
Viskosität und die Oberflächenspannung der Aluminiumschmelze zum Einsatz. Da für die
verwendete Aluminiumlegierung (EN AW 6181) diese Materialeigenschaften nicht als
temperaturabhängige Eigenschaften in der Literatur vollständig vorzufinden waren, wurden
ersatzweise die Materialeigenschaften von reinem Aluminium verwendet. Eine Übersicht
dieser thermophysikalischen Materialeigenschaften ist im Anhang im Bild A-1 und in der
Tabelle A-2 gegeben. Es ist davon auszugehen, dass die Nutzung der Materialeigenschaften
von reinem Aluminium keinen signifikanten Einfluss auf das thermophysikalische
Werkstoffverhalten hat. Die Ober- und Unterseite des Schmelzbades wurden als frei
bewegliche Flächen modelliert. Bei der Verdrängung der Schmelze in die Bohrung hinein
ändert sich der Kontaktwinkel zwischen der Aussparungswand und der Schmelzbadoberfläche
in Abhängigkeit von der Krümmung. Dieser Effekt wurde im Simulationsmodell berücksichtigt.
Das 2D Modell ist im Bild 3-5 dargestellt. Für die Vernetzung des 2D Modells kam ein freies
Dreiecknetz zum Einsatz. Die Bereiche der Aluminiumschmelze sowie der Aussparung wurden
dabei mit sehr kleinen Elementgrößen bis maximal 0,008 mm vernetzt. Für die umliegenden
Bereiche wurden Elementgrößen von maximale 0,1 mm genutzt. Daraus resultierte eine
Versuchsdurchführung
39
gesamte Anzahl von 193215 Elementen. In der Realität gibt es aufgrund der
Oberflächenrauigkeit keine spaltfreie Kontaktfläche zwischen den Fügepartnern. Ein Luftspalt
von 0,5 mm zwischen den Blechen wurde modelliert, um diesen physikalischen Effekt zu
berücksichtigen.
Bild 3-5: Darstellung des 2D Modells zur Berechnung der Schmelzbadverdrängung, eigene
Darstellung
Für das Laserstrahldurchschweißen wurde eine Volumenwärmequelle aus der Arbeit von
LIANG ET AL. [LIA09] für die vorliegende Arbeit wie folgt modifiziert und angewendet [LIA09]:
Q = 9P
πR0
2H (1-eps³)exp[-9Y²
R0
2log( H
Z)] ∙ RL(t)
(3-1)
Der erste Term beschreibt die Laser-Energiedichte in Abhängigkeit von der Laserleistung P
bei einem Strahlradius R0 und dem Variationsparameter H (Wärmequelleneindringtiefe). Die
Konstante eps ist eine interne COMSOL-Konstante, die eine sehr kleine Zahl in der
Größenordnung von 10-15 darstellt, um eine Division durch Null zu vermeiden. Der zweite Term
definiert die Intensitätsverteilung in Abhängigkeit von den Koordinaten Y und Z. Die Gaußsche
Intensitätsverteilung ist für jede Z-Koordinate definiert. Die Intensitätsverteilung wird durch die
Exponentialfunktion begrenzt. Der Laserstrahlradius R0 stammt aus einer zuvor
durchgeführten Kaustikmessung. Die Ergebnisse der Kaustikmessung bei Fokuslage 0 mm
sind im Anhang dargestellt (siehe Bild A-2). Die Wärmequelleneindringtiefe H wurde anhand
von Querschliffen der Vorversuche zur Schmelzbaderzeugung von 2 mm dicken
Aluminiumblechen ermittelt, sodass die Schmelzbadkonturen der Experimente und
Simulationsanalysen übereinstimmten. Daraus ergab sich für H ein Wert von 8 mm. Für die
Bestimmung der Aluminiumschmelzbadkonturen wurde die Schmelzisotherme von 911 K
genutzt. Zur numerischen Abschätzung der Wärmeeinflusszone (WEZ) wurde die Isotherme
von 1000 K herangezogen, da in diesem Temperaturbereich von einer deutlichen Ausbildung
Versuchsdurchführung
40
einer WEZ auszugehen ist. Die Laserformfunktion ist RL(t) und definiert die Strahldauer und
das Abschaltverhalten des Lasers. Bei 0 ms ist der Laser bereits auf 100 % Leistung. Die
Strahldauer bei 100 % betrug 200 ms. Nach 200 ms wurde der Laser in 30 ms
heruntergefahren. Die Fokusposition des Laserstrahls wurde auf die Oberfläche des
Aluminiumbleches (Fokuslage 0 mm) gesetzt. Während des Verdrängungsprozesses
bewegen sich die Ober- und Unterseite des Aluminiumschmelzbades in Z-Richtung nach
oben. Die Wärmequelle ist mit der Ober- und Unterseite des Schmelzbades gekoppelt und
bewegt sich synchron mit der Z-Richtung nach oben. Als Eingangsgrößen für die Wärmequelle
wurde eine Laserleistung von 2,5 kW und eine Einstrahldauer von 200 ms gewählt. Diese
Laserparameter stammen aus den Vorversuchen zur Erzeugung eines reproduzierbaren
stabilen Aluminiumschmelzbades beim Laserstrahldurchschweißen von 2 mm dicken
Aluminiumblechen. Die gesamte Berechnungszeit des 2D Modells betrug 350 ms. Die
modifizierte Wärmequelle aus der Arbeit von LIANG ET AL. [LIA09] ist schematisch im Bild 3-6
aufgezeigt. Die angewendete Wärmequelle wurde als Vereinfachung direkt auf das
Aluminiumschmelzbad begrenzt. In der Realität wird die Laserenergie von oben in das Blech
eingebracht, wobei ein Teil der Laserstrahlung reflektiert wird. Dies wurde in diesem Modell
nicht berücksichtigt. Die Berechnung des Magnetdruckkraftverlaufs im Aluminiumschmelzbad
erfolgte nach der Formel 2-2.
Bild 3-6: Prinzipielle schematische Darstellung der modifizierten Wärmequelle, erstellt nach [LIA09]
Für fluiddynamische Betrachtungen werden die Navier-Stokes-Gleichungen für laminare und
inkompressible Strömungen verwendet. Die Impulsgleichung lautet:
ρ δu
δt + ρ(u∙∇u) = ∇∙[-pI + η (∇u+(∇u)T)] + ρg + F
(3-2)
mit der Dichte ρ, der Strömungsgeschwindigkeit u, dem physikalischen Druck p, der Viskosität
η und dem Volumenquellterm F. In diesem Quellterm wurden nur die elektromagnetischen
Volumendruckkräfte für den Verdrängungsprozess eingesetzt. Dafür kamen die berechneten
sowie vereinfachten Lorentzkraftverteilungen aus dem 3D Modell zum Einsatz. Somit konnte
auf eine aufwendige Modellierung des Magnetsystems verzichtet werden.
Versuchsdurchführung
41
Für die Massenerhaltung gilt die folgende Formel:
∇∙ρu = 0
(3-3)
Für die Erhaltung der Energie gilt:
ρ cp
δT
δt + ρ cp u ∙ ∇T = ∇ ∙ (λ ∇T) + Q
(3-4)
wobei cp die spezifische Wärmekapazität, λ die Wärmeleitfähigkeit und Q der Quellterm ist. In
diesem Fall beschreibt der Quellterm die vom Laserstrahl zugeführte Leistung gemäß
Formel 3-1. Die verwendeten Parameter des zweidimensionalen Modells sind in Tabelle 3-7
aufgeführt. Das Profil der Aluminiumblechunterseite, welches aufgrund der
Schmelzbadverdrängung entsteht, war numerisch nicht von Interesse und wurde somit in
diesem Modell nicht berücksichtigt.
Tabelle 3-7: Übersicht der genutzten Parameter für das 2D Modell
Parameter
Wert
Einheit
Eindringtiefe Wärmequelle
8
mm
Laserradius
0,285
mm
Laserleistung
2,5
kW
Einstrahldauer Laser
200
ms
Die getroffenen Vereinfachungen sowie Randbedingungen können wie folgt für das 2D Modell
zusammengefasst werden:
▪ die Materialeigenschaften der Fügepartner sind bis zur Verdampfungstemperatur
temperaturabhängig,
▪ für den Übergang zwischen flüssiger Aluminiumlegierung und Luft wurde die
Phasenfeldmethode angewendet,
▪ für die Berücksichtigung des materialspezifischen Fließverhaltens der
Aluminiumschmelze wurden zusätzlich temperaturabhängige Materialeigenschaften,
die dynamische Viskosität und die Oberflächenspannung genutzt,
▪ die Strömung der Luft wurde als laminare und inkompressible Newtonsche
Strömungen angenommen,
▪ die Strömungsbewegung des Aluminiumschmelzbades wurden nur durch die
eingebrachten Lorentzkräfte initiiert,
▪ die Lorentzkräfte wurden kontinuierlich in das Schmelzbad eingeleitet,
▪ die weiteren Kräfte wie Ablationsdruck und hydrodynamischer Druck wurden nicht
berücksichtigt,
Versuchsdurchführung
42
▪ die Laserleistung wurde über eine Zeitfunktion gesteuert,
▪ die Ausbildung einer Dampfkapillare wurde aufgrund der Komplexität nicht
berücksichtigt,
▪ die Ober- und Unterseite der Aluminiumschmelze waren frei bewegliche Flächen,
▪ die Wärmequelle war auf das Aluminiumschmelzbad begrenzt sowie an die
Verdrängungsbewegung des Schmelzbades gekoppelt und wanderte synchron in Z-
Richtung mit nach oben,
▪ die Außenkante des Aluminiumblechs wurde als Wärmesenke mit einer Temperatur
von 273 K definiert,
▪ ein Luftspalt von 0,5 mm wurde zwischen den Fügepartnern definiert, um eine in der
Realität vorherrschenden nicht ideale Kontaktfläche zu modellieren,
▪ der sich ändernde Kontaktwinkel zwischen der Bohrungswand und der
Schmelzbadoberfläche in Abhängigkeit von der Krümmung der
Schmelzbadoberfläche wurde berücksichtigt und
▪ auf eine exakte Abbildung des Profils der Aluminiumblechunterseite wurde verzichtet,
da dieses innerhalb der Simulation nicht von Interesse war.
Die numerischen Analysen zur Erzeugung von Punktverbindungen durch eine gezielte
Schmelzbadverdrängung fördern das Verständnis der elektromagnetischen Beeinflussung
einer Aluminiumschmelze durch Lorentzkräfte im Feinblechbereich. Sie bringen Erkenntnisse
über die nötigen Wechselwirkungszeiten sowie Magnetfeldstärken hervor, welche für eine
vollständige Füllung der Kavität der Stahllage nötig sind. Zudem ermöglichen die numerischen
Analysen eine einfache Beobachtung der gesamten Temperaturentwicklung der Fügepartner
während des Fügeprozesses, sodass die Bildung der intermetallischen Phasen besser
nachvollzogen werden kann. Auf numerische Analysen zur Erzeugung von
Linienverbindungen wurde aufgrund der Komplexität und Notwendigkeit eines 3D Modells
verzichtet. Die gewonnen Erkenntnisse der numerischen Analysen zur Erzeugung von
Punktverbindungen sind für die vorliegende Arbeit ausreichend.
Versuchsdurchführung
43
3.3 Experimentelle Versuchsdurchführung
3.3.1 Versuchsaufbau und Erläuterung der Fügeversuche
Versuchsaufbau
Der experimentelle Versuchsaufbau ist für beide Verbindungsarten im Bild 3-7 schematisch
dargestellt. Die Fügepartner wurden sowohl für die Erzeugung punkt- als auch linienförmige
Fügeverbindungen in einer verfahrbaren selbstkonstruierten Einspannvorrichtung fixiert.
Neben der Blechbewegung diente dies ebenfalls zur Gewährleistung eines technischen
Nullspalts zwischen den Blechen. Das Laser- und Magnetsystem waren stationär und wurden
für die Fügeprozesse nicht bewegt. Die Blechoberflächen wurden zuvor mit Ethanol gereinigt.
Als Laser wurde ein Faserlaser YLR 20000 der Firma IPG Laser GmbH, Burbach mit einer
maximalen Leistung von 20 kW und einem integrierten Crossjet zum Schutz der Laseroptik
der Firma HIGHYAG Lasertechnologie GmbH, Stahnsdorf eingesetzt. Die technischen Daten
des Lasersystems sind in Tabelle 3-8 aufgelistet. Zur Analyse der Laserstrahlgeometrie
wurden vorab Kaustikmessungen mit Hilfe eines optischen Messsystems und einem
wassergekühlten Absorber (Beam Watch der Firma Ophir Spiricon Europe GmbH für
Lasermesstechnik und Kalibrierung, Darmstadt) durchgeführt und somit der Durchmesser des
Laserstrahls für verschiedene Fokuslagen (0 mm – 25 mm) bestimmt. Dadurch sollte
sichergestellt werden, dass je nach Wahl der Fokuslage genug Platz zwischen Laserstrahl
sowie der Stahlinnenkante der Kavität vorhanden war und so das Stahlblech möglichst nicht
vom Laserstrahl berührt wurde. Der Laserstrahl wurde zur Erzeugung der Punktverbindungen
nicht gekippt und auf die Oberfläche des Aluminiumbleches mit einem Laserstrahldurchmesser
von ca. 560 µm fokussiert, um die Stahllage möglichst nicht anzuschmelzen (siehe Bild 3-7 a)).
Für die Linienverbindungen wurde der Laserstrahl zum Schutz gegen Reflexionen um 10°
gekippt und 10 mm über der Oberfläche des Aluminiumschmelzbades zur Reduzierung des
Wärmeeintrages ausgerichtet (Bild 3-7 b)). Dabei betrug der Laserstrahldurchmesser ca.
937 µm. Zur Verbesserung des Fügeprozesses der Linienverbindungen konnte das
Magnetsystem direkt hinter der Dampfkapillare platziert werden. Als Schutzgas wurde Argon
mit der Flussrate von 20 l min-1 verwendet. Bei dieser Flussrate stand genug Argon zur
Verfügung, um das Schmelzbad vor der Atmosphäre zu schützen, ohne jedoch den
Verdrängungsprozess zu beeinflussen. Die Schutzgasdüse wurde um 60° angewinkelt und bei
den Linienverbindungen entgegengesetzt der Probenbewegung ausgerichtet. Die genauen
Maße sowie Position der Aussparungen zur Erzeugung von Punkt- sowie Linienverbindungen
sind im Bild 3-8 dargestellt.
Versuchsdurchführung
44
Bild 3-7: Prinzipielle schematische Darstellung des experimentellen Versuchsaufbaus
a) Punktverbindung und b) Linienverbindung, eigene Darstellung
Tabelle 3-8: Übersicht der technischen Daten des Lasersystems
Parameter
Wert
Einheit
Lasertyp
IPG YLR 20000
-
Laseroptik
BIMO HP
-
Wellenlänge
1070
nm
Faserdurchmesser
200
µm
Maximale Laserleistung
20000
W
Brennweite
350
mm
Strahlparameterprodukt
11
mm x mrad
Bild 3-8: Darstellung der Maße der Versuchsproben sowie Aussparungen für a) Punktverbindung und
b) Linienverbindung, eigene Darstellung
Versuchsdurchführung
45
Das Magnetsystem wurde 2 mm unterhalb der Überlappanordnung platziert und ist
schematisch im Bild 3-9 dargestellt. Es besteht aus zwei Primärspulen, vier Sekundärspulen,
einem Kondensator, einem Verstärker, zwei Magnetpolschuhen und einem doppelten U-
förmigen Eisenkern. Die Sekundärspulen wurden in Reihe geschaltet und enthielten 20
Kupferbandwindungen. Die Primärspulen bestanden aus einem Kupferdraht mit 17
Windungen. Die Dimensionen und der Abstand der Magnetpolschuhe waren die gleichen,
welche für die 3D Simulation genutzt wurden.
Bild 3-9: Prinzipielle schematische Darstellung der Draufsicht des Magnetsystems, eigene
Darstellung
Für einen optimalen Wirkungsgrad wurde das Magnetsystem (Schwingkreis) nahe seiner
Resonanzfrequenz betrieben, sodass keine Phasenverschiebung zwischen Spannung und
Strom auftrat. Die gewählte Frequenz betrug 3750 Hz und führte zu einer Eindringtiefe von ca.
4 mm. Diese Eindringtiefe stellte sicher, dass das Magnetfeld von den Magnetpolschuhen
ausgehend bis hin zur Oberkante des Aluminiumblechs reichte. Dadurch sollte die
Strömungsbeeinflussung durch elektromagnetische Kräfte auf das Aluminiumschmelzbad
konzentriert sowie die Wechselwirkung mit dem ferromagnetischen Stahlblech reduziert
werden. Das Magnetsystem wurde vor der Durchführung der Experimente kalibriert. Dafür
wurde die magnetische Flussdichte mit Hilfe eines Hall-Sensors bestimmt. Da eine exakte
Messung aufgrund der Erwärmung des Laserstrahls während des Fügeprozesses nicht
möglich war, wurden sogenannte Kaltmessungen bei Raumtemperatur durchgeführt. Der
Messaufbau entsprach dabei dem für den Fügeprozess genutzten Versuchsaufbau und ist
schematisch im Bild 3-10 dargestellt. Die Fügepartner wurden dafür mit einem kleinen Spalt
mittig auf Höhe der Magnetpolschuhe versehen. Durch diesen Spalt hindurch wurde der Hall-
Sensor mittig zwischen den Magnetpolschuhen senkrecht zum Magnetfeld manuell
ausgerichtet und in vertikaler Richtung bis hin zum Bereich des Aluminiumbleches an der
Unter- und Oberkante die magnetische Flussdichte, die Resonanzfrequenz und die Leistung
des Magnetfeldes überprüft bzw. bestimmt. Die Magnetfeldleistung wurde in fünf Stufen
variiert.
Versuchsdurchführung
46
Bild 3-10: Prinzipielle schematische Darstellung der Messorte der Hall-Sensormessungen, eigene
Darstellung
Die Kalibrierung wurde sowohl für eine Frequenz von 3750 Hz als auch 4850 Hz durchgeführt.
Die Ergebnisse der Kalibrierung sind in Tabelle 3-9 aufgelistet. Die Eindringtiefe des
Magnetfeldes bei einer Frequenz von 4850 Hz betrug ca. 3,6 mm. Die Messungen mittig
zwischen den Magnetpolschuhen dienten, wie bereits beschrieben, zusätzlich als
Eingabegrößen für das 3D Simulationsmodell. Die weiteren Hall-Sensormessungen konnten
zur Validierung des 3D Modells herangezogen werden. Für die gewählten
Resonanzfrequenzen wurden vergleichbare Magnetfeldleistungsstufen eingestellt. Der
Fügeprozess wurde mit einer Hochgeschwindigkeitskamera der Firma Photron Deutschland
GmbH, Reutlingen, Typ SA4 und der zugehörigen Software (FASTCAM Viewer, Firma Photron
Deutschland GmbH, Reutlingen) überwacht. Zur Kontrastverstärkung wurde ein Diodenlaser
mit 700 W als zusätzliche Belichtungsquelle eingesetzt. Die Hochgeschwindigkeitsaufnahmen
wurden mit 10000 fps erstellt. Zusätzlich wurden zur besseren Erkennung des
Schmelzbadverdrängungsprozesses jeweils Hochgeschwindigkeitsaufnahmen ohne
Stahllage durch Quarzglas hindurch durchgeführt. Zur Überwachung der
Temperaturentwicklung wurden an der Oberfläche des Stahlblechs manuell drei bis fünf
Thermoelemente (Typ K) befestigt. Die Aufzeichnungsrate betrug 600 Hz. Die
Thermoelemente wurden gleichmäßig verteilt und so dicht wie möglich an die Kante der
Kavität manuell positioniert (siehe Bild 3-11). Der genaue Abstand der Thermoelemente zum
Rand der Kavität wurde mit Hilfe eines Stereomikroskops ausgemessen. Die experimentellen
Thermoelementmessungen wurden mit dem lokalen numerischen Temperaturprofil des
Stahlblechs verglichen. Die Steuerung der Laserstrahlquelle, des Magnetsystems, der
Bewegung der Einspannvorrichtung sowie der Prozessüberwachung mit Hilfe einer
Hochgeschwindigkeitskamera erfolgte synchronisiert über ein erstelltes Steuerungsprogramm
(LabVIEW der Firma National Instruments, USA, Amerika). Die Thermoelementmessungen
wurden manuell vor dem Fügeprozess gestartet.
Versuchsdurchführung
47
Tabelle 3-9: Ergebnisse der Kalibrierung des Magnetsystems
3750 Hz, Kapazität des Kondensators C = 15 µF
Spannung
in V
Stromstärke
in A
Leistung
in W
magnetische Flussdichte in mT
Mittig zw.
Magnetpolschuhen
Unterkante
Aluminium
Oberkante
Aluminium
16,5
4,3
70,95
32
20
1
32,9
8,8
289,52
66
41
3
49,4
13,3
657,02
98
62
5
67,8
18,2
1233,96
134
85
7
86,2
23,0
1982,60
166
107
9
4850 Hz, Kapazität des Kondensators C = 9 µF
Spannung
in V
Stromstärke
in A
Leistung
in W
magnetische Flussdichte in mT
Mittig zw.
Magnetpolschuhen
Unterkante
Aluminium
Oberkante
Aluminium
20,0
3,7
74,00
36
20
5
39,0
7,5
292,50
73
39
11
59,0
11,3
666,70
111
60
17
79,9
15
1198,50
149
81
23
102,6
19,1
1959,66
189
103
29
Bild 3-11: Prinzipielle Darstellung der Messorte der Thermoelementmessungen für
a) Punktverbindungen und b) Linienverbindungen, eigene Darstellung
Fügeversuche der Punktverbindungen
Im Stahlblech wurde zunächst eine Kavität mit einem Durchmesser von 1,6 mm eingebracht
und vereinfacht als gerade Form hinsichtlich der vollständigen Füllung durch verdrängte
Aluminiumschmelze untersucht. Nach der Eingrenzung der nötigen Prozessparameter wurden
die Kavitäten teilweise sowie vollständig angeschrägt, um eine konische Aussparung für den
zusätzlich angestrebten Formschluss zu erhalten. Für eine vollständige Anfasung der
Versuchsdurchführung
48
Kavitäten wurden 10° und 20° gewählt, da größere Winkel zu größeren erforderlichen
Verdrängungsvolumen führen würden, welche bei Blechdicken von 2 mm nicht zu realisieren
waren. Der Durchmesser der Kavität wurde nicht variiert. Die Größe der Kavität wurde so
gewählt, dass genug Schmelze nach der Verdrängung im Aluminiumblech übrig blieb und
maximal ein Drittel des Schmelzbadvolumens zur Füllung der Kavität genutzt wurde. Für das
Lasersystem konnte in Vorversuchen zur Generierung eines stabilen reproduzierbaren
Schmelzbades mit ausreichender Schmelzbadgröße eine Laserleistung von 2,5 kW und eine
Lasereinstrahldauer von 200 ms bei einer Fokuslage von 0 mm bestimmt werden. Diese
Laserparameter konnten problemlos auf die Schmelzbaderzeugung mit zusätzlicher Stahllage
übertragen werden. Das anwendbare Prozessfenster war sehr klein. Geringere
Lasereinstrahldauern führten zu unzureichenden Schmelzbadgrößen oder reichten nicht für
die notwendige vollständige Durchschweißung des Aluminiumblechs aus. Höhere
Laserleistungen zeigten in den Hochgeschwindigkeitsaufnahmen explosionsartige
Schmelzbadauswürfe, während der Einkopplung des Laserstrahls und führten somit oftmals
zu einem kompletten Herausdrücken der Aluminiumschmelze aus dem Blech. Abweichende
Fokuslagen von 0 mm konnten nicht erfolgreich umgesetzt werden, aufgrund höherer
Prozessinstabilitäten. Dies resultierte ebenfalls in einem kompletten Herausdrücken der
Aluminiumschmelze. Für das Magnetsystem wurde die gewählte Resonanzfrequenz
(3750 Hz) sowie die in Tabelle 3-9 aufgezeigten Magnetfeldleistungen (0 W – 2000 W)
verwendet. Jeder Parametersatz wurde vier Mal wiederholt. Nach jedem Parametersatz wurde
eine kurze Wartezeit eingehalten, um eine mögliche Erwärmung der Bleche zu reduzieren.
Dadurch wurde eine ähnliche Ausgangssituation für jeden Parametersatz gewährleistet. Fünf
weitere Punktverbindungen wurden ohne das Magnetsystem als Referenzzustand hergestellt.
Für die Querschliffe wurden Zielpräparationen durchgeführt, um exakt die Mitte der
Punktverbindung analysieren zu können. Die daraus gewonnenen Schmelzbaddimensionen,
Verdrängungshöhen und Breiten der Wärmeeinflusszone dienten zur Validierung des
numerischen 2D Modells. Es wurden für jeden Parametersatz jeweils mindestens drei
Querschliffe untersucht. Um die numerischen Vorhersagen bezüglich der zeitlichen
Abschätzung des Verdrängungsprozesses zu überprüfen, wurde innerhalb der Experimente
die Einstrahldauer des Laserstrahls entsprechend reduziert und den Simulationsergebnissen
gegenübergestellt.
Fügeversuche der Linienverbindungen
Der Fügeprozess für Linienverbindungen wurde auf Basis der Erkenntnisse der
Punktverbindungen optimiert. Die Kavität war einheitlich 3 mm breit und 100 mm lang. Die
Breite der Kavität wurde dabei so gewählt, dass auch hier ungefähr ein Drittel des
Schmelzbadvolumens zur Füllung der Kavität vorgesehen war. Das zur Verfügung stehende
Volumen der Aluminiumschmelze wurde bei den Vorversuchen zur reproduzierbaren stabilen
Schmelzbaderzeugung bestimmt. Auch in diesem Fall wurden zunächst gerade Aussparungen
zur Parametereingrenzung untersucht. Anschließend wurden die Kavitäten vollständig mit 30°
sowie 45° angeschrägt, um einen zusätzlichen Formschluss zu erzielen. Für das Lasersystem
wurden innerhalb der Vorversuche eine Laserleistung von 3,3 kW und eine Geschwindigkeit
der Probenbewegung von 1,3 m min-1 bei einer Fokuslage des Lasers von 10 mm über dem
Aluminiumblech für ein reproduzierbares Schmelzbadvolumen bestimmt. Die Defokussierung
des Laserstrahls diente zur Reduzierung des Wärmeeintrages, welche sich in den
Versuchsdurchführung
49
Ergebnissen zur Erzeugung der Punktverbindungen als notwendig herausstellte. Aufgrund
dieser Defokussierung entstehen größere Schmelzbäder als im Vergleich zu den
Punktverbindungen. Somit konnten auch die Dimensionen der Aussparungen deutlich
vergrößert werden, wodurch ebenfalls der Einfluss der Streustrahlung des Laserstrahls
innerhalb der Aussparung reduziert werden konnte. Diese Laserparameter konnten für eine
Schmelzbaderzeugung mit Stahllage übertragen werden. Bei Anwendung einer Fokuslage von
0 mm entstanden keine reproduzierbaren Schmelzbadvolumen sowie Füllungen der
Kavitäten. Für die Linienverbindungen konnte die Position des Magnetsystems variiert werden,
um so den negativen Einfluss einer möglichen instabilen Dampfkapillare auf den
Schmelzbadverdrängungsprozess zu reduzieren. Dafür wurde zusätzlich das Magnetsystem
direkt hinter der Dampfkapillare positioniert und untersucht (siehe Bild 3-7 b)). Für das
Magnetsystem wurde lediglich die Resonanzfrequenz von 3750 Hz verwendet und die
Magnetfeldleistung analog zu den Punktverbindungen in fünf Stufen variiert. Die numerischen
Ergebnisse der Punktverbindungen zeigten, dass keine Optimierung der Verdrängungshöhe
bei einer Resonanzfrequenz von 4850 Hz zu erreichen ist. Jeder Parametersatz wurde
mindestens einmal wiederholt. Es wurden mindestens drei Querschliffe für jede
Linienverbindung präpariert und untersucht. Die Einlauf- sowie Auslaufphase des Lasers
wurden dabei nicht berücksichtigt, da sich die vorliegende Arbeit auf die Erprobung des
vorgestellten Fügeverfahrens konzentrierte und der Anteil dieser Bereiche im Vergleich zur
Gesamtlänge der Linienverbindungen nur einen Bruchteil ausmacht.
Makroskopische Aufnahmen und Lichtmikroskopie
Für eine makroskopische Beurteilung der Fügequalität wurden Übersichtsaufnahmen mit einer
Spiegelreflexkamera (EOS 600D der Firma Canon, Krefeld) erstellt. Die Querschliffe der
Punkt- und Linienverbindungen wurden wie folgt metallografisch präpariert und anschließend
mit einem Lichtmikroskop (Polyvar Met der Firma Leica Microsystems GmbH, Wetzlar)
analysiert. Die Proben wurden nach dem Trennen und der Kalteinbettung (EpoFix Resin der
Firma Struers GmbH, Willich) bis zu einer Körnungsstufe von 4000 fein geschliffen. Danach
folgten eine 3 µm Politur für ca. 3 min – 5 min und eine 1 µm Politur für ca. 3 min. Als
Abschlusspolitur wurden die Proben mit OPS (OPS Non dry der Firma Struers GmbH, Willich)
für ca. 2 min endpoliert. Für alle Lichtmikroskopieaufnahmen wurde eine Vergrößerung von
2,5 x 0,8-fach verwendet. Die Querschliffe dienten zur Überprüfung der Qualität der
Fügeverbindung. Dabei lag der Fokus auf der Überprüfung der vollständigen Füllung der
Kavität sowie das Auftreten von Rissen und Poren. Auch das entstandene Profil an der
Unterseite des Aluminiumblechs aufgrund der Schmelzbadverdrängung wurde begutachtet.
Zunächst wurden ungeätzte Aufnahmen zur Erkennung von Rissen und Poren erstellt. Die
Proben wurden anschließend zur Kontrastierung geätzt. Dafür wurden zwei Ätzlösungen
verwendet. Eine 2 %-ige Nitallösung wurde zum Ätzen des Stahl- und eine 2 %-ige
Natriumhydroxidlösung zum Ätzen des Aluminiumblechs genutzt. Die Ätzzeiten betrugen ca.
20 s – 30 s. Die geätzten Proben wurden ebenfalls mit dem Lichtmikroskop zur Analyse der
Schmelzbaddimension und Breite der WEZ aufgenommen. Die Dimensionen des erzeugten
Aluminiumschmelzbades und der Wärmeeinflusszone des Stahlblechs wurden mit ImageJ
(Version 1.52e) vermessen. Die WEZ zeichnete sich durch einen deutlichen Farbumschlag
aus. Die Ergebnisse wurden angelehnt an die Bewertungskriterien der DIN EN ISO 13919-2
für Laserstrahlschweißverbindungen eingeordnet [DIN13919-2]. Zur Überprüfung der Bilanz
Versuchsdurchführung
50
zwischen verdrängter Aluminiumschmelze und Füllung der Kavität wurde flächenanteilig der
prozentuale Schmelzbadverlust bestimmt. Dafür wurde die Fläche der in der Kavität
befindlichen Aluminiumschmelze von der Fläche des entstandenen Hohlraums unterhalb des
Aluminiumblechs abgezogen und auf die Gesamtfläche des erzeugten
Aluminiumschmelzbades bezogen. Neben der Analyse der Qualität der Fügeverbindung
wurde auch die Korngrößen der WEZ und der Fügezone (FZ) im Vergleich zu den Korngrößen
der Grundwerkstoffe bei 50-facher Vergrößerung mit Hilfe des Linienschnittverfahrens
(DIN EN ISO 643) für die Linienverbindungen untersucht [DIN643].
3.3.2 Untersuchungsverfahren zur Charakterisierung
Rasterelektronenmikroskopie (REM)
Zur Analyse der gebildeten intermetallischen Phasen wurden die geätzten Proben mit Hilfe der
Rasterelektronenmikroskopie (Typ Phenom XL der Firma Thermo Fisher Scientific,
Hennigsdorf) untersucht. Die Beschleunigungsspannung des Elektronenstrahls betrug 15 kV
und es wurde der BSD-Full-Aufnahmemodus verwendet. Das Vakuum lag bei ca. 0,1 Pa.
Zunächst wurden Übersichtsaufnahmen mit einer Vergrößerung von ca. 300-fach erstellt. Für
die EDX-Analysen sowie zur Ausmessung der Dimensionen der intermetallischen Phasen
wurden ca. 2000-fache Vergrößerungen genutzt. Die REM-Analysen fokussierten sich auf die
Untersuchung der Dimensionen und die Verteilung der intermetallischen Phasen sowie die
Messung der chemischen Zusammensetzungen mittels EDX-Analysen. Für die EDX-
Messungen wurden in den verschiedenen Kontrastbereichen (Materialzusammensetzungen)
mindestens drei Punktanalysen von jedem Parametersatz ausgewertet.
Für eine exakte Identifizierung der intermetallischen Phasen wurden zusätzlich vereinzelt
EBSD-Messungen durchgeführt. Dafür wurden ausgewählte ungeätzte Proben mit einem
weiteren REM analysiert (LEO 1530 VP der Firma Carl Zeiss AG, Oberkochen). Diese Proben
wurden um 70° gekippt, die Größe des Messfeldes betrug 200 Pixel x 150 Pixel und die
Belichtungszeit 150 ms. Der Detektor war um 4° gekippt und die Beschleunigungsspannung
betrug 20 kV. Die Identifizierung erfolgte über das jeweilige strukturabhängige
Rückstreumuster der typischen intermetallischen Phasenverbindungen zwischen Fe und Al.
Die gefundenen Muster wurden mit einer Datenbank verglichen.
Mikrohärtemessung nach Vickers nach DIN EN ISO 6507-1
Die Härtemessungen erfolgten bei einer Prüfkraft von HV 0,01 bei Raumtemperatur und einer
Krafthaltezeit von 15 s [DIN6507-1] mit einem Härteprüfer DuraScan G5 70 der Firma EMCO-
TEST Prüfmaschinen GmbH, Kuchl, Österreich. Diese Prüfkraft wurde gewählt, um vor allem
eine Messung im Bereich der schmalen intermetallischen Reaktionsschicht zu gewährleisten.
Für alle Parametersätze wurden mindestens fünf Härteeindrücke in unterschiedlichen
Bereichen vermessen. Dies waren die GW, FZ, IMC und der Bereich der WEZ des Stahls.
Bild 3-12 stellt die Lage der gewählten Messorte schematisch dar. Zuvor wurde zur
Kalibrierung eine Messung mit der entsprechenden Härtevergleichsplatte (MPA NRW
8757501.0220, 271,8 HV 0,01, 2020-03 der Firma Hahn + Kolb Gruppe Werkzeug GmbH,
Ludwigsburg) durchgeführt. Weitere Details zur Härtevergleichsplatte sowie die Ergebnisse
der Kalibrierungsmessungen befinden sich im Anhang A-A und A-B.
Versuchsdurchführung
51
Bild 3-12: Prinzipielle schematische Darstellung der Lage der Messorte für die
Mikrohärtemessungen, eigene Darstellung
Laserprofilscans
Für die Linienverbindungen wurden zur Überprüfung der Gleichmäßigkeit der erzielten
Verdrängungshöhen von der Ober- sowie Unterseite der Fügeverbindung Laserprofilscan
erstellt. Dafür wurde eine Scanvorrichtung (scanCONTROL der Firma Micro-Epsilon
Messtechnik GmbH & Co. KG, Ortenburg) genutzt, welche an einem Schweißroboter befestigt
war und über die Probenoberfläche mit einer konstanten Geschwindigkeit von 30 mm Puls-1
(Aufnahmegeschwindigkeit) geführt wurde. Die Aufnahmerate (Profilfrequenz) betrug 100 Hz.
Zur Auswertung wurde der zugehörigen Software (scanCONTROL 3DView Version 3.4 der
Firma Micro-Epsilon Messtechnik GmbH & Co. KG, Ortenburg) und Origin (Version 2018)
durchgeführt.
Röntgendurchstrahlungsprüfung
Da die Querschliffe nur eine lokal begrenzte Betrachtung sowie Prüfung der
Linienverbindungen zulassen, wurden teilweise die für die Scherzugprüfung vorgesehenen
Fügeverbindungen mit Hilfe der Röntgendurchstrahlung (Y.TU 160-F01-90 der Firma Comet
AG, Flamatt, Schweiz) untersucht. Dies diente zur Überprüfung, ob die gesamten
Fügeverbindungen mögliche Verbindungsfehler wie größere Risse oder Poren aufweisen. Die
Auflösung dieses Messverfahrens betrug 25 µm. Für die Durchstrahlungsprüfung wurde eine
Spannung von ca. 60 kV – 75 kV und eine Stromstärke von ca. 1,5 mA – 2 mA verwendet. Der
Abstand zum Speicherfilm (Firma Fuji-Film Europe, GmbH, Ratingen) betrug 1 m bei einer
Belichtungszeit von 1 min. Die Aufnahmen wurden mit Hilfe eines Scanners (DynamIX HR2
der Firma Fuji-Film Europe, GmbH, Ratingen) und der Software (ISee, BAM intern entwickelt)
sowie einem Hochpassfilter ausgewertet.
Scherzugversuche angelehnt an DIN EN ISO 14273
Zur Bestimmung der Festigkeitswerte bzw. maximal erreichbaren Kräfte der erzeugten
Fügeverbindungen sowie dessen Einordnung zum Stand der Technik wurden entsprechend
Scherzugversuche durchgeführt. Dafür wurden für die Linienverbindungen zusätzliche Proben
mit einer Verbindungslänge von 40 mm und einem Überlapp von 35 mm hergestellt. Die
Gesamtlänge der Scherzugproben betrug 175 mm. Diese Maße wurden angelehnt an die
DIN EN ISO 14273 entsprechend den verwendeten Blechdicken ausgewählt. Die gewählte
Verbindungslänge von 40 mm diente ebenfalls dazu, den Anteil der Ein- und Auslaufphase im
Versuchsdurchführung
52
Verhältnis zur gesamten Verbindungslänge gering zu halten. Die Versuche wurden bei einer
Prüfgeschwindigkeit von 1 mm min-1 bei Raumtemperatur durchgeführt [DIN14273]. Es kam
eine Zugprüfmaschine (Typ 8503 der Firma Instron, Darmstadt) mit einer 50 kN
Kraftmessdose zum Einsatz. Die Oberfläche der Proben wurden für die zusätzliche optische
Dehnungsmessung (ARAMIS der Firma Carl Zeiss GOM Metrology GmbH, Braunschweig)
gleichmäßig mit einem schwarz-weißen Muster besprüht. Für die optische Dehnungsmessung
wurde das ARAMIS-System nach den Angaben der Hersteller kalibriert. Dafür wurde ein
50 mm Objektiv sowie ein Messfeld von 50 mm x 38 mm und ein Messabstand zur
Scherzugprobe von 460 mm gewählt. Die zugehörige Kalibrierungsplatte entsprach der
CQ/CP20 55 mm x 44 mm. Zur Überprüfung der Richtigkeit der optischen Dehnungsmessung
wurde vorab eine Flachzugprobe mit einer zusätzlichen Extensometermessung gezogen. Die
Scherzugproben wurden auf der Seite des Aluminiumblechs mit zwei Bohrungen versehen
und in einer Schraubvorrichtung fixiert, um eine Drehung der Bleche während des
Scherzugversuchs zu vermeiden. Die Stahlseite wurde mit einer Klemmbacke fixiert. Die
Aufnahmerate betrug 2,5 Hz. Die Auswertung der Scherzugversuche erfolgte mit der Software
des optischen Messsystems (ARAMIS Software Version 2016 der Firma Carl Zeiss GOM
Metrology GmbH, Braunschweig). Im Bild 3-13 ist eine Scherzugprobe schematisch
dargestellt. Es wurden Linienverbindungen mit einer 30° sowie 45° angeschrägten Kavität
untersucht. Zur Bestimmung der Festigkeitswerte neben den maximal erreichbaren Zugkräften
wurde jeweils die angeschrägte Fläche der Kavität der Stahllage als Belastungsfläche
herangezogen. Dazu wurden die 40 mm langen Fügeverbindungen mit der über
Winkelfunktion berechneten Schrägungsdiagonalen der Kavität multipliziert. Somit beziehen
sich die Festigkeitswerte bei einer 30° angeschrägten Kavität auf eine Fläche von 80 mm²
(40 mm x 2 mm) und Festigkeitswerte bei einer 45° angeschrägten Kavität auf eine Fläche von
56,4 mm² (40 mm x 1,4 mm).
Bild 3-13: Darstellung einer Scherzugprobe a) Draufsicht und b) Seitenansicht, eigene Darstellung
Ergebnisse und Diskussion
53
4 Ergebnisse und Diskussion
4.1 Numerische Ergebnisse
4.1.1 3D Modell Lorentzkraftverteilung im Aluminiumschmelzbad
Die Ergebnisse des 3D Modells zur Berechnung der Lorentzkraftverteilung im
Aluminiumschmelzbad sind exemplarisch für eine Magnetfeldleistung von 1983 W und einer
Resonanzfrequenz von 3750 Hz im Bild 4-1 dargestellt.
Bild 4-1: Numerisch ermittelte dreidimensionale Lorentzkraftverteilung in a) X- und Y-Richtung und b)
Z-Richtung
Die Abweichung der Lorentzkraftverteilung in X- und Y-Richtung bis zu einer Breite von
0,8 mm für Z = - 2 liegt bei allen untersuchten Frequenzen und Magnetfeldstärken unter 9 %
(siehe Anhang Bild A-3). Dies ist der essenzielle Bereich, in dem die Schmelze in die
Aussparung der Stahllage hinein verdrängt wird. Aus diesem Grund konnte zur Übertragung
der Lorentzkräfte auf das 2D numerische Modell eine gemittelte Lorentzkraft über den Radius
R berechnet werden (siehe exemplarische Darstellung für 1983 W, 3750 Hz im Bild 4-2).
Bild 4-2: Gemittelte Lorentzkraftverteilung das 2D Simulationsmodell in Z- und R-Richtung
Die 3D Verteilung der berechneten Lorentzkraft entspricht der erwarteten Verteilung, welche
im Bild 3-2 gezeigt wurde. Die Lorentzkraft nimmt mit zunehmendem Abstand vom Zentrum in
X- und Y-Richtung zu, da der elektrische Widerstand des Aluminiumschmelzbades aufgrund
geringerer Temperaturen sinkt (siehe Materialeigenschaften im Bild 3-1 a)). Die Abnahme der
Lorentzkraft in Z-Richtung resultiert aus der gewählten Resonanzfrequenz von 3750 Hz.
Dadurch wurde die Reichweite des Magnetfeldes auf die Blechstärke des 2 mm dicken
Ergebnisse und Diskussion
54
Aluminiums beschränkt, wobei die Intensität der Lorentzkraft entsprechend der
Skinschichtdicke nach Formel 2-3 mit zunehmender Höhe in Z-Richtung abnimmt. Somit ist
der Einfluss des Magnetfeldes, wie bereits von BACHMANN ET AL. [BAC12] beschrieben wurde,
im oberen Aluminiumblechbereich signifikant geringer [BAC12].
Zur Validierung des berechneten Magnetfeldes wurden Hall-Sensormessungen herangezogen
und sind im Bild 4-3 der numerisch berechneten magnetischen Flussdichte über die Z-
Koordinate (Höhe) exemplarisch für 1983 W, 3750 Hz gegenübergestellt. Die numerischen
und experimentell ermittelten magnetischen Flussdichten stimmen gut überein. Die
Abweichungen der experimentell bestimmten magnetischen Flussdichten gegenüber den
numerischen Ergebnissen resultieren aus der ungenauen, manuellen Ausrichtung des Hall-
Sensors über der Höhe des Aluminiumbleches. Dies führt zu geringfügig unterschiedlichen
lokalen Messorten und somit zu unterschiedlichen magnetischen Flussdichten.
Bild 4-3: Validierung der magnetischen Flussdichte über die Z-Koordinate für das 2D
Simulationsmodell
Die restlichen Lorentzkraftverteilungen und Validierungen mittels Hall-Sensormessungen für
3750 Hz (71 W – 1234 W) befinden sich im Anhang Bild A-4 und Bild A-5. Die 3D
Simulationsergebnisse für 4850 Hz (74 W – 1960 W) befinden sich im Anhang Bild A-6 und
Bild A-7.
Ergebnisse und Diskussion
55
4.1.2 2D Modell Schmelzbadverdrängungsprozess
Die Ergebnisse des 2D Modells zur Berechnung des zeitlichen Verlaufs der
Schmelzbadverdrängung sowie der Temperaturverteilung der Fügepartner sind für 0 W –
1983 W, 3750 Hz im Bild 4-4 dargestellt. Bei einer Magnetfeldleistung von 71 W ist eine
Lasereinstrahldauer von 200 ms für einen Verdrängungsprozess zur vollständigen Füllung der
Kavität nicht ausreichend. Die unteren Bereiche der Kavität der Stahllage erwärmen sich dabei
bis ca. 1000 K, wobei das Aluminiumschmelzbad im Zentrum maximale Temperaturen von ca.
2000 K aufweist. Ab einer Magnetfeldleistung von 657 W ist laut den numerischen
Ergebnissen eine vollständige Füllung der Kavität bereits innerhalb einer Lasereinstrahldauer
von 200 ms möglich. Dabei erreicht das Aluminiumschmelzbad im Zentrum maximale
Temperaturen von über 2000 K und der Wärmeeinflussbereich des Stahls steigt mit
zunehmender Magnetfeldleistung. Dabei werden Temperaturen von über 1000 K erreicht.
Bild 4-4: Ergebnisse des 2D Modells zur Berechnung des zeitlichen Verlaufs der
Schmelzbadverdrängung sowie der Temperaturverteilung der Fügepartner für 0 W –
1983 W, 3750 Hz, 200 ms
Die erhöhten Temperaturen des Aluminiumschmelzbades sowie die größeren
Wärmeeinflusszonen der Stahllage bei zunehmender Magnetfeldleistung lassen sich wie folgt
erklären. Im Bild 4-5 ist der numerisch berechnete absolute Druck über die Z-Koordinate
(Höhe) dargestellt und zeigt, dass mit zunehmender Magnetfeldleistung bei gleichbleibender
Resonanzfrequenz eine höhere maximale Druckkraft für den
Schmelzbadverdrängungsprozess zur Verfügung steht. Außerdem wird deutlich, dass sich der
Einflussbereich der maximal erreichbaren Druckkraft mit zunehmender Magnetfeldleistung bei
gleichbleibender Resonanzfrequenz weiter nach oben zur Aluminiumblechoberkante
verschiebt. Dadurch wird die Aluminiumschmelze mit zunehmender Magnetfeldleistung
Ergebnisse und Diskussion
56
effektiver in die Kavität hinein verdrängt. Ab 657 W ist die erreichte maximale Druckkraft und
dessen Einflussbereich bereits ausreichend, um den Verdrängungsprozess innerhalb einer
Lasereinstrahldauer von 200 ms abzuschließen. Bei einer Magnetfeldleistung von
657 W – 1983 W verweilt die verdrängte Aluminiumschmelze innerhalb der Kavität bis zur
Abschaltung des Laserstrahls nach 200 ms. Durch die geringere Wärmeleitfähigkeit der
Stahllage (siehe Materialeigenschaften Bild 3-1 b)) im Vergleich zum Aluminiumblech steigt
dabei die Temperatur des Schmelzbades aufgrund des Wärmestaus an. Dieser Wärmestau
verursacht ebenfalls eine zunehmende WEZ der Stahllage sowie eine Verbreiterung des
Aluminiumschmelzbades direkt unterhalb des Stahlblechs nach längerer Verweilzeit.
Bild 4-5: Ergebnisse des 2D Modells der absoluten Druckkraft im Aluminiumschmelzbad über die
Höhe für 0 W – 1983 W, 3750 Hz, 200 ms
Zur Überprüfung einer möglichen Optimierung des Verdrängungsprozesses wurden zusätzlich
numerische Analysen bei einer Resonanzfrequenz von 4850 Hz durchgeführt, da sich der
Druckkraftverlauf im Schmelzbad nach den Ergebnissen von BACHMANN ET AL. [BAC14a] in
Abhängigkeit der eingestellten Resonanzfrequenz bei gleichbleibender Magnetfeldleistung
verändert [BAC14a]. Für eine Resonanzfrequenz von 4850 Hz sind ähnliche numerische
Ergebnisse bezüglich des zeitlichen Verlaufs des Verdrängungsprozesses, der
Temperaturverteilung der Fügepartner sowie der absoluten Druckkraft über die Z-Koordinate
(Höhe) berechnet worden. Die numerischen Verdrängungsergebnisse für eine
Resonanzfrequenz von 4850 Hz sind im Anhang Bild A-8 und Bild A-9 aufgezeigt. Durch die
Erhöhung der Resonanzfrequenz können minimal höhere maximale Druckkräfte erzeugt
werden. Dies stimmt mit den numerischen Erkenntnissen von BACHMANN ET AL. [BAC14a] für
das Hochleistungs-Laserstrahl-Durchschweißen von 20 mm dickem nichtrostenden Stahl
überein [BAC14a]. Somit zeigt die vorliegende Arbeit, dass sich unterschiedliche
Druckkraftverläufe für geringe Blechdicken (2 mm) innerhalb eines Aluminiumschmelzbades
ebenfalls in Abhängigkeit der eingestellten Resonanzfrequenz bei gleichbleibender
Magnetfeldleistung ausbilden. Eine höhere Resonanzfrequenz zur Prozessoptimierung ist
somit nicht vielversprechend. Daher wurde auf weitere experimentelle Analysen hinsichtlich
des Schmelzbadverdrängungsprozesses bei einer Resonanzfrequenz von 4850 Hz verzichtet.
Ergebnisse und Diskussion
57
Wie bereits im Stand der Technik beschrieben, wird die Bildung der intermetallischen Phasen
durch die gewählten Fügeprozessparameter und den daraus resultierenden Wärmeeintrag
beeinflusst. Zur Kontrolle der Bildung der intermetallischen Phasen ist eine möglichst geringe
Temperatureinwirkung notwendig, wobei kurze Prozesszeiten und geringe
Maximaltemperaturen angestrebt werden. In den numerischen Ergebnissen werden im
Bereich der Kavität der Stahllage bei einer Lasereinstrahldauer von 200 ms Temperaturen von
über 1000 K vorhergesagt. In diesem Temperaturbereich ist zu erwarten, dass sich eine
deutliche intermetallische Reaktionsschicht ausbildet. Aus diesem Grund ist es von
Bedeutung, die Lasereinstrahldauer zu verkürzen. Dies ist ab einer Magnetfeldleistung von
657 W möglich. Bild 4-6 gibt eine Übersicht über die nötigen Lasereinstrahldauern für einen
abgeschlossenen Verdrängungsprozess bei einer Magnetfeldleistung von 657 W – 1983 W. In
diesem Magnetfeldleistungsbereich kann der Laserstrahl bereits vor 200 ms abgeschaltet
werden. Somit ist es möglich, die Verweilzeit der verdrängten Aluminiumschmelze in der
Kavität zu reduzieren und somit einen zusätzlichen Wärmestau zu vermeiden. Als optimale
Prozessparameter können eine Magnetfeldleistung von 657 W – 1983 W und
Lasereinstrahldauern von 165 ms – 100 ms vorhergesagt werden.
Bild 4-6: Ergebnisse des 2D Modells zur Berechnung des zeitlichen Verlaufs der
Schmelzbadverdrängung sowie der Temperaturverteilung der Fügepartner für 657 W –
1983 W bei Abschluss des Verdrängungsprozesses
Die numerischen Vorhersagen wurden mit Hilfe der experimentell gewonnenen
Schmelzbaddimensionen, Verdrängungshöhen und Breiten der WEZ validiert. Im Bild 4-7 sind
die experimentellen Ergebnisse den numerischen Vorhersagen für 0 W -1983 W bei einer
Lasereinstrahldauer von 200 ms und im Bild 4-8 für 657 W – 1983 W und einer verkürzten
Lasereinstrahldauer gegenübergestellt. Die experimentellen Verdrängungshöhen weichen
überwiegend von den numerischen Vorhersagen ab. Dies lässt sich wie folgt erklären. Für das
2D Simulationsmodell wurde als Vereinfachung die Strömungsbewegung des
Aluminiumschmelzbades allein durch die Lorentzkräfte hervorgerufen. Es wurden keine
weiteren Strömungsbewegungen (Marangoni, Konvektion) sowie die Ausbildung einer
Dampfkapillare (Ablationsdruck, hydrodynamischer Druck) berücksichtigt.
Ergebnisse und Diskussion
58
Bild 4-7: Validierung der Verdrängungshöhen, Schmelzbaddimensionen und Wärmeeinflusszonen
des 2D Modells für 0 W – 1983 W, 3750 Hz, 200 ms
Bild 4-8: Validierung der Verdrängungshöhen, Schmelzbaddimensionen und Wärmeeinflusszonen
des 2D Modells für 657 W – 1983 W, 3750 Hz beim jeweiligen Prozessende
Während des Laserstrahltiefschweißens von Aluminium ist nach den Beschreibungen von H.
HÜGEL UND T. GRAF [HÜG09] bekannt, dass eine Instabilität der Dampfkapillare auftritt. Diese
kann zu einem regelmäßigen Verschließen des Keyholes führen [HÜG09]. Somit bildet sich
die Dampfkapillare während des Verdrängungsprozesses regelmäßig neu. Nach der Arbeit
von J. TABAKA [TAB16] ist ein Teil des Ablationsdrucks während der Bildung der
Dampfkapillare nach unten gerichtet [TAB16]. Aus diesem Grund ist die experimentell
erreichte Verdrängungshöhe im Vergleich zu den numerischen Vorhersagen deutlich geringer.
Der Ablationsdruck wirkt bei der regelmäßigen Neubildung des Keyholes zum Teil der
Lorentzkraft entgegen und führt somit zu einer Limitierung der Verdrängungshöhe sowie zu
einer unvollständigen Füllung der Kavität. Zudem können nach der Arbeit von W. GREF
[GRE05] durch die Schmelzbaddynamik Prozessinstabilitäten wie unter anderem Spritzer bzw.
Materialauswürfe entstehen [GRE05]. Diese Schmelzbadauswürfe führen zu einer
Verringerung des Schmelzbadvolumens. Somit reicht das restliche Schmelzbadvolumen zur
vollständigen Füllung der Kavität nicht mehr aus, da die Magnetfeldleistungen die
Aluminiumschmelze nur bis zu einer bestimmten Reichweite verdrängen können. Zusätzlich
muss die restliche Schmelze das Volumen der zusammengestürzten Dampfkapillare nach
Abschaltung des Laserstrahls füllen, wodurch ebenfalls ein Absenken der verdrängten
Schmelzbadoberfläche entstehen kann.
Die numerischen Schmelzbadkonturen stimmen überwiegend qualitativ gut mit den
experimentellen Schmelzbadkonturen überein. Die numerisch vorhergesagten
Ergebnisse und Diskussion
59
Schmelzbaddimensionen sind im Vergleich zu den experimentellen Ergebnissen etwas
größer. Bei den Magnetfeldleistungen 0 W, 1234 W und 1983 W für 200 ms (Bild 4-7) ist diese
Abweichung stärker ausgeprägt. Für 0 W ist numerisch eine zylindrische
Schmelzbadgeometrie vorhergesagt worden, wohingegen in den experimentellen
Ergebnissen eine zur Blechunterseite hin schmaler werdende Schmelzbadgeometrie entsteht.
Dies lässt sich wie folgt begründen. In der Arbeit von BACHMANN ET AL. [BAC12] wurde der
Einfluss eines AC-Magnetfeldes auf die Schweißbaddynamik und den
Schweißnahtquerschnitt mit Hilfe eines dreidimensionalen, laminaren, stationären
numerischen Modells untersucht. Dabei wurde ausführlich die Ausbildung der
Schmelzbadgeometrie ohne Anwendung eines Magnetfeldes beschrieben. Innerhalb des
Schmelzbades bilden sich an der Ober- und Unterseite große Marangoniwirbel aus. Die
natürliche Konvektion führt zu einer nach oben gerichteten Strömungsbewegung und
schwächt dadurch den unteren Marangoniwirbel, wohingegen der obere unterstützt wird.
Zudem existiert ein größerer Dampfkapillardurchmesser an der Blechoberseite als an der
Blechunterseite. Dies und der unterstützte Marangoniwirbel bewirken eine stärkere
Ausdehnung des Schmelzbades an der Blechoberseite. Die Dimension des Schmelzbades an
der Blechunterseite ist aufgrund der natürlichen Konvektion und der konischen Struktur der
Dampfkapillare schmaler ausgebildet als an der Blechoberseite. In der Arbeit von BACHMANN
ET AL. [BAC12] wurden 20 mm Aluminiumbleche untersucht. In der vorliegenden Arbeit wurden
Blechdicken von 2 mm verwendet. Ein signifikanter Einfluss der natürlichen Konvektion ist nur
bei dickeren Blechen von mehreren Zentimetern zu erwarten [BAC14]. Somit ist davon
auszugehen, dass in der vorliegenden Arbeit die konische Schmelzbadgeometrie
hauptsächlich durch die konische Struktur der Dampfkapillare bestimmt wurde. Bei dem
angewendeten 2D Modell wurde die Schmelzbadströmung ausschließlich durch die
Lorentzkraft hervorgerufen, es wurden keine weiteren Strömungsbewegungen (Marangoni,
Konvektion) berücksichtigt. Dies führt zu der numerischen Vorhersage eines zylindrischen
Schmelzbades. Die zum Teil deutlich kleineren experimentell erzeugten Schmelzbäder
entstehen aufgrund der Dampfkapillardynamik. Diese führt nach den Beschreibungen von H.
HÜGEL UND T. GRAF [HÜG09] zu unterschiedlichen Energieeinkopplungen des Laserstrahls
[HÜG09]. Dadurch können bei einer uneffektiven Energieeinkopplung kleinere Schmelzbäder
entstehen. Die Schmelzbaddimensionen der vorhergesagten verkürzten Lasereinstrahldauern
(siehe Bild 4-8) stimmen mit den experimentellen Ergebnissen qualitativ gut überein und
bestätigen die vorhergesagten verkürzten Lasereinstrahldauern. In diesem Fall sind aufgrund
der geringeren Wechselwirkungszeiten des Laserstrahls insgesamt kleinere Schmelzbäder
entstanden.
Die Geometrie und Dimensionen der WEZ innerhalb der Stahllage der numerischen und
experimentellen Ergebnisse weichen qualitativ voneinander ab. Dies lässt sich anhand der
getroffenen Vereinfachungen des 2D Modells erklären. Die modellierte Wärmequelle wurde
ausschließlich im Bereich des sich bewegenden Aluminiumschmelzbades definiert. Daraus
resultiert ein höherer Wärmeeintrag von der Stahlblechunterseite ausgehend sowie die
Ausbildung einer von unten nach oben abnehmenden WEZ. Aus diesem Grund ist bei einer
Magnetfeldleistung von 0 W eine WEZ an den unteren Kanten der Kavität des Stahlblechs
numerisch vorhergesagt worden. In der Realität wird der Laserstrahl von oben in das
Aluminiumblech eingekoppelt, wobei ein Teil des Laserstrahls von der
Aluminiumblechoberfläche reflektiert wird. Dies ist schematisch im Bild 4-9 dargestellt. Nach
den Beschreibungen von F. LANGE [LAN17] tritt ab einem Oberflächenwinkel von 40° erstmals
Ergebnisse und Diskussion
60
eine Doppelreflexion in der Dampfkapillare auf. Dadurch kann angenommen werden, dass die
Laserintensitätsverteilung zunächst auf der gegenüberliegenden Kapillarwand vorliegt und mit
zunehmenden Oberflächenneigungswinkeln in Richtung Dampfkapillarzentrum wandert.
Zudem wird die Laserstrahlintensität dabei breiter und größer, da mehr Laserstrahlen in einem
größeren Bereich mehrfach reflektiert werden können [LAN17].
Bild 4-9: Prinzipielle schematische Darstellung der Mehrfachreflexionen an der Dampfkapillarwand
bei verschiedenen Oberflächenneigungswinkeln für a) Laserstrahleinkopplung und b)
Ausbildung der Dampfkapillare, angelehnt erstellt nach [LAN17]
Aufgrund der Strahlreflexionen bei der Laserstrahleinkopplung ist es denkbar, dass diese
reflektierten Laserstrahlen auf die gegenüberliegende Innenkante der Kavität der Stahllage
treffen und somit zu einem zusätzlichen Wärmeeintrag innerhalb der Stahllage führen können.
Dadurch erwärmt sich bereits bei einer Magnetfeldleistung von 0 W die Stahllage gleichmäßig
im Bereich der gesamten Kavität und es entstehen Wärmeeinflusszonen mit von oben nach
unten abnehmenden Dimensionen. Zusätzlich erfolgt ein Wärmeeintrag aufgrund der
verdrängten Aluminiumschmelze. Die auftretende Schmelzbaddynamik verursacht einen
unregelmäßigen Kontakt der verdrängten Aluminiumschmelze mit der Innenkante der Kavität
sowie sich wechselnde Oberflächenneigungswinkel der Dampfkapillare, wodurch weiterhin
Streustrahlung entsteht und auf die Innenkante der Kavität treffen kann. Die geringeren
Ausdehnungen der WEZ an der Stahlblechunterseite werden zusätzlich durch die besseren
Wärmeableitungseigenschaften des Aluminiumblechs im Vergleich zum Stahlblech
begünstigt. Somit wirkt das Aluminiumblech als eine Art Wärmesenke.
Zur Validierung der numerischen Vorhersagen der Temperaturentwicklung der Stahllage
wurden Thermoelementmessungen durchgeführt. Im Bild 4-10 sind die numerischen
Temperatur-Zeit-Verläufe den experimentell ermittelten Verläufen gegenübergestellt. Die
numerischen Zeitverläufe sind bis 0,35 s dargestellt, da dies der gesamten Rechenzeit des 2D
Modells entspricht. Die Messorte der experimentell durchgeführten
Thermoelementmessungen wurden mit Hilfe des Stereomikroskops bestimmt. Die jeweiligen
Z- und R-Koordinaten sind in den Diagrammen mit aufgezeigt. Die numerischen und
experimentellen lokalen Temperaturverläufe stimmen trotz der getroffenen Vereinfachungen
des 2D Modells qualitativ gut überein. Die höheren experimentellen Maximaltemperaturen
lassen sich ebenfalls mit den Vereinfachungen des 2D Modells erklären. Die Wärmequelle
wurde nur auf das Aluminiumschmelzbad begrenzt. In der Realität wird der Laserstrahl von
oben in das Aluminiumblech eingekoppelt, wobei Streustrahlung auftritt. Diese Streustrahlung
Ergebnisse und Diskussion
61
entsteht wie bereits beschrieben sowohl bei der Einkopplung des Laserstrahls als auch
während des Verdrängungsprozesses. Zusätzlich wird durch die verdrängte
Aluminiumschmelze ein Teil der Wärme in die Stahllage eingebracht. Dies führt insgesamt zu
einem höheren gesamten Wärmeeintrag der Stahllage, als numerisch abgebildet. Die 2D
Simulation berücksichtigt lediglich den Wärmeeintrag aufgrund der verdrängten
Aluminiumschmelze.
Bild 4-10: Validierung der Temperatur-Zeit-Verläufe des 2D Modells mit Hilfe experimenteller
Thermoelementmessungen für 0 W – 1983 W, 3750 Hz, 200 ms
Ergebnisse und Diskussion
62
Durch die höheren experimentellen Maximaltemperaturen entstehen flachere sowie zeitlich
ausgeprägtere Abkühlungsverläufe als in den numerischen Vorhersagen. Bei der Bestimmung
der Abstände der Thermoelemente von der Außenkante der Kavität mittels Stereomikroskop
können auftretende Messungenauigkeiten ebenfalls Abweichungen der experimentellen
Temperaturverläufe im Vergleich zu den numerischen Vorhersagen hervorrufen. Es konnten
experimentell Maximaltemperaturen zwischen ca. 900 K bei einer Magnetfeldleistung von 0 W
und ca. 1600 K bei einer Magnetfeldleistung von 1234 W gemessen werden.
Anhand der Validierungen des 2D Modells mit Hilfe den experimentell gewonnenen
Schmelzbaddimensionen, Verdrängungshöhen, Ausbreitung der WEZ sowie den Temperatur-
Zeit-Verläufen konnte gezeigt werden, dass die Vorhersagen des 2D Modells trotz der
getroffenen Vereinfachungen qualitativ gut sind. Die Genauigkeit des 2D Modells ist zur
Abschätzung des zeitlichen Verlaufs des Verdrängungsprozesses und den nötigen
Prozessparametern des Magnetfeldes ausreichend. Zudem ist das 2D Modell bei der
Vorhersage der auftretenden Maximaltemperatur im Kontaktbereich der Fügepartner hilfreich,
wodurch die Bildung der intermetallischen Phasen besser abgeschätzt werden kann.
Ergebnisse und Diskussion
63
4.2 Experimentelle Ergebnisse
4.2.1 Fügen durch elektromagnetische Schmelzbadverdrängung
Punktverbindungen
Zunächst werden die Ergebnisse unter Einsatz gerader Kavitäten mit einem Durchmesser von
1,6 mm präsentiert und diskutiert. Alle erstellten Punktverbindungen weisen makroskopisch
ähnliche Merkmale auf. Eine exemplarische makroskopische Übersichtsaufnahme der
Blechoberseite für eine Magnetfeldleistung von 657 W ist im Bild 4-11 dargestellt und zeigt
ungleichmäßige Verdrängungsergebnisse und Lochdurchschüsse sowie Spritzer-Rückstände
eines instabilen Fügeprozesses. Darüber hinaus tritt z.T. die verdrängte Aluminiumschmelze
über die Kante der Kavität.
Bild 4-11: Exemplarische makroskopische Übersichtsaufnahme der Punktverbindungen für 657 W,
200 ms
Die zielpräparierten Querschliffe der experimentell hergestellten Punktverbindungen unter
Anwendung einer Magnetfeldleistung von 0 W – 1983 W und einer Lasereinstrahldauer von
200 ms sind im Bild 4-12 dargestellt. Die Querschliffe der Punktverbindungen bei einer
verkürzten Lasereinstrahldauer aufgrund der numerischen Vorhersagen zur Reduzierung des
Wärmestaus werden im Bild 4-13 präsentiert. Hochgeschwindigkeitsaufnahmen während des
Fügeprozesses zeigen bei einer Magnetfeldleistung von 0 W z.T. eine auftretende Benetzung
und somit eine partielle Füllung der Kavität aufgrund der Aluminiumschmelzbaddynamik.
Diese Füllung ist jedoch unzureichend und nicht einheitlich reproduzierbar.
Bild 4-12: Exemplarische Querschliffe der experimentell hergestellten Punktverbindungen für 0 W –
1983 W, 200 ms
Ergebnisse und Diskussion
64
Bild 4-13: Exemplarische Querschliffe der experimentell hergestellten Punktverbindungen für 657 W –
1983 W und dem jeweils numerisch vorhergesagtem zeitlichen Prozessende
Darüber hinaus konnten unabhängig von der Magnetfeldleistung Spritzer sowie
explosionsartige Schmelzbadauswürfe während des gesamten Verdrängungsprozesses in
den Hochgeschwindigkeitsaufnahmen beobachtet werden. Dies ist exemplarisch im Bild 4-14
für die Magnetfeldleistung von 1983 W dargestellt. Zunächst koppelt der Laserstrahl in das
Aluminiumblech ein (Bild 4-14 a)), wobei das Auftreten einiger Spritzer zu beobachten war.
Zum Teil ist deutlich eine geöffnete Dampfkapillare zu erkennen (Bild 4-14 b)), welche durch
die Schmelzbaddynamik bzw. Schwellungen kollabiert und sich erneut explosionsartig öffnet
(Bild 4-14 c)). Dabei entstehen neben Spritzern auch größere Schmelzbadauswürfe. Anhand
der Querschliffe konnte, wie beschrieben, der dadurch entstandene Schmelzbadverlust
flächenanteilig berechnet werden. Die Schmelzbadverluste schwanken aufgrund der
Schmelzbaddynamik und damit verbundenen Prozessinstabilität zwischen 5 % – 35 % (siehe
Anhang Bild A-10). Das Auftreten von Schmelzbadverlusten aufgrund von
Prozessinstabilitäten wurde ebenfalls in der Arbeit von XIAO ET AL. [XIA22] beim
Laserstrahlschweißen im Keyhole-Mode ohne Zusatzwerkstoff von Überlappverbindungen
aus 1,8 mm dickem Baustahl und einer 2 mm dicken 5XXX-Aluminiumlegierung beobachtet
[XIA22]. Wie bereits im vorherigen Kapitel beschrieben, führen diese Schmelzbadverluste zu
einer unvollständigen Füllung der Kavität aufgrund des verringerten Schmelzbadvolumens.
Die angewendeten Magnetfeldleistungen können diesen Schmelzbadverlust nicht
kompensieren, da die Reichweite der Magnetfelder für den Verdrängungsprozess räumlich
begrenzt sind. Darüber hinaus stürzt die Dampfkapillare nach der Abschaltung des
Laserstrahls zusammen und wird mit der vorhandenen restlichen Schmelze aufgefüllt. Dies
trägt zusätzlich zu einer Absenkung der Aluminiumschmelzbadoberfläche innerhalb der
Kavität bei. In den makroskopischen Übersichtsaufnahmen konnte teilweise verdrängte
Aluminiumschmelze über die Kante der Kavität hinaus festgestellt werden. Diese
Schmelzbadvolumen fehlen ebenfalls zur vollständigen Füllung der Kavität. Die numerischen
Vorhersagen zur Eingrenzung einer für den Fügeprozess effektiven Magnetfeldleistung sowie
Verkürzung der Lasereinstrahldauer konnten anhand experimenteller Versuche (siehe Bild 4-
12 und Bild 4-13) prinzipiell bestätigt werden. Insgesamt ist festzustellen, dass der
Verdrängungsprozess zur Herstellung punktförmiger Verbindungen sehr instabil und damit
schwer reproduzierbar ist. Zudem treten regelmäßig sogenannte Lochdurchschüsse auf,
wobei die komplette Aluminiumschmelze aus dem Blech heraus gedrückt wird (siehe Bild 4-
11 und im Anhang Bild A-11).
Ergebnisse und Diskussion
65
Bild 4-14: Hochgeschwindigkeitsaufnahmen der Spritzerbildung sowie Schmelzbadauswürfe für
1983 W, 200 ms
In den gezeigten Querschliffen sind kleine Poren von einigen µm und Risse zu erkennen. Die
Risse breiten sich im Bereich der Kavität aus und befinden sich in der Nähe der
Stahlgrenzfläche. Nach den Erkenntnissen von YAN ET AL. [YAN18] entstehen die Risse
aufgrund der unterschiedlichen Ausdehnungskoeffizienten zwischen den auftretenden
intermetallischen Phasen und den thermisch gefügten Grundwerkstoffen. Dadurch können
allein beim Erstarrungsvorgang aufgrund von Schrumpfspannungen Risse hervorgerufen
werden [YAN18]. In der vorliegenden Arbeit wirkt die Kavität der Stahllage beim
Abkühlvorgang wie ein starrer Rahmen, wobei sich die Aluminiumschmelze innerhalb der
Kavität weiter zusammenzieht. In Tabelle 2-1 wird deutlich, dass sich die Aluminiumschmelze
aufgrund des höheren thermischen Ausdehnungskoeffizienten stärker zusammenzieht als das
umliegende Stahlblech. Dies führt zur Entstehung von Eigenspannungen und somit zu einer
Rissbildung. Laut den Bewertungskriterien der DIN EN ISO 13919-2 für Stufe B sind jegliche
Risse innerhalb der Fügeverbindung unzulässig [DIN13919-2]. Die meisten Risse erstrecken
sich über die gesamte Blechdicke der Stahllage und führen somit zu einem vollständigen
Versagen des Materialschlusses.
Die Poren befinden sich meist im oberen Bereich des Aluminiumschmelzbades direkt
unterhalb der Stahllage und bilden sich unabhängig von der Lasereinstrahlzeit sowie
Magnetfeldleistung. Die Größe der Poren schwankt zwischen ca. 10 µm und 310 µm. Laut den
Bewertungskriterien der DIN EN ISO 13919-2 für Stufe B sind Poren bis zu einer maximalen
Porengröße des 0,3-fachen der Blechdicke erlaubt [DIN13919-2]. Dabei wird sich auf die
geringste eingesetzte Blechdicke bezogen. In der vorliegenden Arbeit ist das die Stahllage mit
einer Dicke von 1 mm. Somit sind maximale Porengrößen von 300 µm zulässig. Zum Teil wird
dieser Grenzwert überschritten (siehe Bild 4-15 a)). Diese Poren stammen vermutlich aus dem
Spalt zwischen den Fügepartnern, wobei Lufteinschlüsse durch den Verdrängungsprozess
und der damit verbundenen Strömungsbewegung entstehen. Diese Poren können das
Schmelzbad während des Fügeprozesses nicht rechtzeitig verlassen. Zudem erschwert die
Stahllage das Entweichen der Gasblasen im äußeren oberen Bereich des
Aluminiumschmelzbades, woraus häufig Porenansammlungen direkt unterhalb der Stahllage
resultieren. Nach den Erkenntnissen von SCHINZEL, C. M. [SCH02] können ebenfalls
Schmelzbadauswürfe Lufteinschlüsse hervorrufen, wenn diese wieder in das Schmelzbad
zurückfallen [SCH02].
Ergebnisse und Diskussion
66
Bild 4-15: Die ermittelten Dimensionen der a) Porendurchmesser und b) Wärmeeinflusszonen der
Querschliffe der experimentell erzeugten Punktverbindungen für 0 W – 1983 W, 200 ms
sowie einer verkürzten Lasereinstrahldauer, die Streubalken liegen zum Teil im negativen
Bereich
Die Dimensionen der Wärmeeinflusszonen wurden anhand des deultich dunkleren
Farbumschlages innerhalb der Querschliffe vermessen. Die WEZ besitzt eine Ausbreitung
zwischen ca. 80 µm und 400 µm (siehe Bild 4-15 b)). Die WEZ bildet sich unabhängig von der
Lasereinstrahldauer. Mit zunehmender Magnetfeldleistung steigt tendenziell die Ausbreitung
der WEZ minimal, aufgrund der schneller abgeschlossenen Verdrängung der
Aluminiumschmelze in die Stahllage hinein. Bei den präsentierten Querschliffen im Bild 4-12
ist im Bereich der Kavität der Stahllage bei den Magnetfeldleistungen von 290 W, 1234 W und
1983 W eine Abrundung der Innenkanten der Kavität zu erkennen. Dies lässt sich auf die
bereits im vorherigen Kapitel beschriebene Streustrahlung zurückführen und bestätigt somit
diese Annahme. Die Schmelzbaddynamik führt zu einem sich stetig ändernden
Oberflächenneigungswinkel sowie zur regelmäßigen Neubildung der Dampfkapillare. Dadurch
wird ein Teil der Laserstrahlung in Richtung der Innenkante der Kavität reflektiert und führt zu
einer partiellen Anschmelzung bzw. Erweichung der Innenkante der Stahllage.
Lichtmikroskopieaufnahmen zeigen innerhalb der WEZ im Vergleich zum Grundwerkstoff eine
veränderte Gefügestruktur. Diese bildet sich unabhängig von der eingesetzten
Magnetfeldleistung. Im Bild 4-16 ist eine Lichtmikroskopieaufnahme des Grundwerkstoffes der
Stahllage dargestellt. Es ist ein polygonales ferritisches Gefüge mit Tertiärzementit an den
Korngrenzen zu erkennen. Dieses Gefüge entspricht dem mittels Funken-Emissions-
Spektrometrie gemessenen geringem Kohlenstoffgehalt von ca. 0,018 % (siehe Tabelle 3-2).
Die Lichtmikroskopieaufnahmen für unterschiedlichen Lasereinstrahldauern sind im Bild 4-17
dargestellt. Die Gefügestruktur zeigt eine Mischung aus polygonalem und nadelförmigem
Ferrit. Es wird deutlich, dass die Bildung dieser Gefügestruktur vom Temperaturgradienten
abhängig ist. Somit ist bei einer Lasereinstrahldauer von 200 ms die veränderte Morphologie
des Ferrits stärker ausgeprägt als bei einer reduzierten Lasereinstrahldauer. In der Arbeit von
RAMESH ET AL. [RAM20] wurde ebenfalls beim Laserstrahlschweißen ohne Zusatzwerkstoff
von 2 mm ferritischem Stahl in der WEZ eine morphologische Umwandlung des Ferrits
aufgrund der Abkühlbedingungen beobachtet. Die Autoren untersuchten die resultierende
Mikrostruktur in Abhängigkeit verschiedener Schweißgeschwindigkeiten (70 mm s-1
– 120 mm s-1). Sie zeigen in Abhängigkeit der Abkühlbedingungen, dass sich der polygonale
Ergebnisse und Diskussion
67
Ferrit sowohl in Korngrenzen-Ferrit, Widmannstätten-Ferrit und nadelförmigen Ferrit
umwandeln kann. In der Wärmeeinflusszone beobachteten sie die Ausbildung eines
polygonalen sowie nadelförmigen Ferrits. In der Fügezone stellten sie eine Mischung aus
nadelförmigem Ferrit, Korngrenzen-Ferrit und Widmannstätten-Ferrit fest [RAM20]. Somit ist
es in der vorliegenden Arbeit ebenfalls möglich, dass sich aufgrund der hohen experimentell
gemessenen Temperaturen von etwa 1600 K bei einem Abstand zur Kante der Kavität von ca.
900 µm (siehe Bild 4-10) in Kombination mit einer hohen Abkühlgeschwindigkeit im Bereich
der WEZ eine solche morphologische Umwandlung des Ferrits vollzogen hat.
Bild 4-16: Exemplarische Lichtmikroskopieaufnahmen des Grundwerkstoffes des Stahls
Bild 4-17: Exemplarische Lichtmikroskopieaufnahmen der WEZ für verschiedene
Lasereinstrahldauern
Die Schmelzbaddimensionen zeigen signifikante Schwankungen. Wie bereits beschrieben,
lässt sich dies auf die Schmelzbaddynamik und die damit verbundenen unterschiedlichen
effektiven Laserenergieeinkopplungen zurückführen. Die Ausbreitung der Schmelzbäder im
oberen Bereich liegen zwischen ca. 2 mm und 2,9 mm, wohingegen die Ausbreitung der
Schmelzbäder im unteren Bereich Werte von ca. 1,4 mm und 3 mm aufweisen (siehe Bild 4-
18). Die angewendeten Magnetfelder haben keinen signifikanten Einfluss auf die Ausbildung
der Schmelzbadgeometrien sowie -dimensionen. Die konischen Schmelzbadgeometrien
entstehen, wie bereits im Kapitel davor beschrieben, aufgrund der konischen Struktur der
Dampfkapillare. Durch die Anwendung verkürzter Lasereinstrahldauern reduziert sich die
Wechselwirkungszeit zwischen Laserstrahl und Schmelzbad. Dadurch entstehen tendenziell
kleinere Schmelzbäder im Vergleich zu einer Lasereinstrahldauer von 200 ms.
Ergebnisse und Diskussion
68
Bild 4-18: Die ermittelten Dimensionen der a) oberen Schmelzbadbreiten und b) unteren
Schmelzbadbreiten der Querschliffe der experimentell erzeugten Punktverbindungen für
0 W – 1983 W, 200 ms sowie einer verkürzten Lasereinstrahldauer, die Streubalken liegen
zum Teil in den Symbolen
An der Aluminiumblechunterseite bilden sich sogenannte Wurzelrückfälle aufgrund der
Schmelzbadverdrängung aus. Diese sind nach den Bewertungskriterien der
DIN EN ISO 13919-2 für Stufe B bis zu einer maximalen Höhe von 2 mm bzw. das 0,2-fachen
der kleinsten verwendeten Blechdicke erlaubt [DIN13919-2]. Die Wurzelrückfälle der
Aluminiumblechunterseiten überschreiten die zulässige Höhe von 200 µm, liegen jedoch
unterhalb der maximal erlaubten Höhe von 2 mm.
Zur Erzeugung eines zusätzlichen Formschlusses wurden experimentell teilweise sowie
vollständig angeschrägte Kavitäten (10°, 20°) untersucht. Bei einer vollständigen Anschrägung
der Kavität entstanden ausschließlich Lochdurchschüsse. Dies lässt sich mit der
Schmelzbaddynamik begründen. Die konischen Kavitäten erhöhen beim explosionsartigen
Öffnen der Dampfkapillare den Ablationsdruck innerhalb des Schmelzbades, sodass es zum
Herausdrücken der Aluminiumschmelze kommt. Aus diesem Grund war lediglich eine
Anfasung der oberen Kante der Kavität möglich. Ein exemplarischer Querschliff ist für eine
Magnetfeldstärke von 1983 W und einer verkürzten Lasereinstrahldauer im Bild 4-19
dargestellt. Aufgrund der bereits beschriebenen Prozessinstabilitäten konnte auch bei einer
teilweise angefasten Kavität keine belastbare Fügeverbindung erzeugt werden. Eine
vollständige Füllung der Kavität ist nicht möglich und die Fügeverbindungen enthalten
ebenfalls Risse sowie Poren.
Bei den experimentellen Versuchen unter Einsatz eines 3 mm dicken Aluminiumblechs
präsentierte sich der Fügeprozess ebenfalls wie bei den 2 mm dicken Aluminiumblechen als
instabil und nicht einheitlich reproduzierbar. Aus diesem Grund wird an dieser Stelle auf die
Darstellung der Ergebnisse der 3 mm Aluminiumbleche sowie weiterführende Analysen
verzichtet.
Ergebnisse und Diskussion
69
Bild 4-19: Exemplarischer Querschliff einer teilweise angefasten Kavität zur Erzeugung eines
Formschlusses bei 1983 W sowie verkürzter Lasereinstrahldauer
Linienverbindungen
Die gewonnen Erkenntnisse aus den Versuchen der Punktverbindungen dienen als Basis zur
Optimierung des Fügeprozesses zur Herstellung von linienförmigen Verbindungen. Die
Ergebnisse der Punktverbindungen zeigen deutlich, dass der Verdrängungsprozess signifikant
von der Stabilität der Dampfkapillare beeinflusst wird. Um diesen Einflussfaktor zu reduzieren,
wurde zur Herstellung der Linienverbindungen das Magnetsystem direkt hinter dem
Laserstrahl positioniert. Dadurch sind die Instabilität der Dampfkapillare und der
Schmelzbadverdrängungsprozess räumlich voneinander entkoppelt. Analog zu den
Punktverbindungen wurden ebenfalls bei den Linienverbindungen zunächst die geraden
Kavitäten (3 mm breit) experimentell untersucht, um die nötigen Magnetfeldleistungen bei
einer Resonanzfrequenz von 3750 Hz eingrenzen zu können. Eine exemplarische
makroskopische Übersichtsaufnahme der Linienverbindung der Blechoberseite bei einer
Magnetfeldleistung von 657 W ist im Bild 4-20 dargestellt. Alle Linienverbindungen zeigen
gleichmäßige Oberflächen der verdrängten Aluminiumschmelze. Die Blechoberfläche weist
keine Spritzer-Rückstande vom Fügeprozess auf. Es ist deutlich die Einlaufphase des Lasers
zu erkennen. Die verdrängte Aluminiumschmelze tritt nicht über die Kanten der Kavität hinaus.
Insgesamt zeigt sich der Fügeprozess im Vergleich zu den Punktverbindungen stabiler und
effektiver. Die Geschwindigkeit der Probenbewegung betrug bei allen durchgeführten
Fügeversuchen 1,3 m min-1 und wurde in der vorliegenden Arbeit nicht variiert. Aus diesem
Grund wird im weiteren Textverlauf sowie Darstellungen auf die Angabe der
Probengeschwindigkeit verzichtet.
Ergebnisse und Diskussion
70
Bild 4-20: Exemplarische Übersichtsaufnahmen der Linienverbindungen für 657 W
Die exemplarischen Querschliffe der Linienverbindungen von 0 W – 1983 W sind im Bild 4-21
dargestellt. In den Hochgeschwindigkeitsaufnahmen während der Schmelzbadverdrängung
konnte ebenfalls eine auftretende Schmelzbaddynamik festgestellt werden. Diese ist im
Vergleich zu den Punktverbindungen deutlich weniger turbulent ausgeprägt. Die
Schmelzbaddynamik verursacht aufgrund der Kollabierung der Dampfkapillare z.T. eine
Spritzerbildung während des Verdrängungsprozesses. Dabei wurden keine explosionsartigen
größeren Schmelzbadauswürfe beobachtet. Die Instabilität der Dampfkapillare führt zu einer
Schwellungsbewegung des gesamten Schmelzbereiches. Aus diesem Grund kommt es bei
einer Magnetfeldleistung von 0 W teilweise zu einer Füllung der Kavität. Diese Füllung ist
jedoch unzureichend. Ab einer Magnetfeldleistung von 290 W wird die Kavität fast vollständig
durch die verdrängte Aluminiumschmelze gefüllt. Magnetfeldleistungen von 657 W – 1983 W
führen zu einer Schmelzbadverdrängung über die obere Blechkante der Stahllage hinaus.
Insgesamt zeigt sich der Fügeprozess zur Herstellung von Linienverbindungen auch innerhalb
der Querschliffe stabiler, effektiver sowie reproduzierbarer im Vergleich zu den Ergebnissen
der Punktverbindungen. Es reichen im Vergleich zu den punktförmigen Fügeverbindungen
geringe Magnetfeldleistungen zur Füllung der 3 mm breiten Kavitäten aus. Der optimale
Bereich liegt bei 657 W – 1234 W. Somit konnte durch die räumliche Entkopplung des
Verdrängungsprozesses von der Dampfkapillare der Fügeprozess erfolgreich optimiert und
der limitierende Einfluss der Instabilität der Dampfkapillare reduziert werden.
Ergebnisse und Diskussion
71
Bild 4-21: Exemplarische Querschliffe der Linienverbindungen für 0 W – 1983 W
Anhand der Querschliffe konnte der flächenanteilig Schmelzbadverlust bestimmt werden. Bis
zu einer Magnetfeldleistung von 1234 W liegt der flächenanteilige Schmelzbadverlust unter
5 %. Bei einer Magnetfeldleistung von 1983 W treten flächenanteilige Schmelzbadverluste von
etwas über 5 % auf. Dies lässt sich wie folgt begründen. Innerhalb der
Hochgeschwindigkeitsaufnahmen konnte eine geringere Schmelzbaddynamik im Vergleich
zum Fügeprozess zur Herstellung von Punktverbindungen beobachtet werden. Diese
Schmelzbaddynamik führt zu einer feinen Spritzerbildung ohne größere Schmelzbadauswürfe.
Somit geht ein geringer Anteil der Aluminiumschmelze während des Fügeprozesses verloren.
Eine Darstellung des berechneten flächenanteiligen Massenverlustes befindet sich im Anhang
Bild A-12.
Innerhalb der gezeigten Querschliffe sind z.T. das Auftreten von vereinzelten Poren und feinen
Rissen zu beobachten. Die Risse entstehen während des Erstarrungsprozesses aufgrund der
unterschiedlichen Ausdehnungskoeffizienten der Fügepartner. Sie bilden sich in der Nähe der
intermetallischen Phasenschicht und breiten sich in der verdrängten Aluminiumschmelze aus,
verlaufen jedoch nicht komplett über den gesamten Verbindungsquerschnitt. Laut den
Bewertungskriterien der DIN EN ISO 13919-2 für Stufe B sind jegliche Risse innerhalb der
Fügeverbindung unzulässig [DIN13919-2]. Auch in der Arbeit von CHEN ET AL. [CHE19] sind
innerhalb einer schweißgelöteten Stahl/Aluminium-Mischverbindung aufgrund der
Erstarrungsprozesse Risse entstanden [CHE19].
Analog zu den punktförmigen Fügeverbindungen entstehen die Poren höchstwahrscheinlich
aufgrund von Lufteinschlüssen aus dem Spalt zwischen den Fügepartnern und sammeln sich
direkt unter der Stahllage an. Die Poren besitzen unabhängig von der Geometrie der Kavität
sowie Magnetfeldleistung einen Durchmesser von ca. 25 µm – 250 µm. Diese
Porendurchmesser sind mit denen der Punktverbindungen vergleichbar. Bei einer
Magnetfeldleistung von 71 W wurde im Querschliff eine größere Pore beobachtet. Dabei
handelt es sich um eine Prozesspore, welche höchstwahrscheinlich aus der Kollabierung der
Dampfkapillare nach Abschaltung des Laserstrahls resultiert. Aus diesem Grund ist der
Streubereich im Bild 4-22 a) für 71 W deutlich größer als bei den anderen
Magnetfeldleistungen. Laut den Bewertungskriterien der DIN EN ISO 13919-2 für Stufe B sind
Poren bis zu einer maximalen Porengröße von 300 µm zulässig [DIN13919-2].
Ergebnisse und Diskussion
72
Bild 4-22: Die ermittelten Dimensionen der a) Porendurchmesser und b) Wärmeeinflusszone der
Querschliffe der experimentell erzeugten Linienverbindungen für 0 W – 1983 W, gerader
und angeschrägter Kavitäten, die Streubalken liegen zum Teil in den Symbolen sowie im
negativen Bereich
Die Dimensionen der Wärmeeinflusszonen wurden innerhalb der Querschliffe vermessen. Die
Ausbreitung der WEZ liegt unter Einsatz gerader Kavitäten zwischen 25 µm und 200 µm (siehe
Bild 4-22 b)). Im Vergleich zu den Punktverbindungen ist die WEZ der Linienverbindungen
schmaler. Dies zeigt, dass die thermische Belastung der Stahllage beim Fügeprozess der
Linienverbindungen geringer ist als bei den Punktverbindungen. Die Breite der WEZ steigt
minimal mit zunehmender Magnetfeldleistung, da die Aluminiumschmelze schneller in die
Kavität hinein verdrängt wird und sich somit die thermische Belastung der Stahllage erhöht.
Ein zusätzlicher Wärmeeintrag aufgrund der Streustrahlung ist bei den Linienverbindungen
aufgrund der Breite der Kavität von 3 mm nicht zu erwarten. Die WEZ ist grundsätzlich
entsprechend dem Wärmestau an der Stahlblechoberfläche im oberen Bereich etwas stärker
ausgeprägt als an der Stahlblechunterseite. Zudem wirkt das Aluminiumblech an der
Stahlblechunterseite als Wärmesenke aufgrund der besseren Wärme-
ableitungseigenschaften. Im Vergleich dazu ist die WEZ beim Einsatz einer angeschrägten
Kavität an der Stahlblechunterseite signifikant stärker ausgeprägt als an der
Stahlblechoberseite. Dies lässt sich damit begründen, dass sich die unteren Innenkanten der
angeschrägten Kavitäten dichter am Zentrum des Laserstrahls befinden und somit thermisch
höher belastet werden. Aus diesem Grund sind die Werte der WEZ gegenüber der geraden
Kavitäten insgesamt höher.
Die Stahllage löst sich aufgrund des fehlenden Formschlusses beim Einsatz einer geraden
Kavität von der verdrängten Aluminiumschmelze ab. Bei der Probentrennung versagt der
Materialschluss aufgrund der hohen Rissanfälligkeit der intermetallischen Phasen. Zudem
zeigen die Innenkanten der Kavitäten Abrundungen. Dies lässt sich wie folgt erklären.
Thermoelementmessungen an der Blechoberseite der Stahllage (siehe Bild 4-23 schwarze
Kurven) bei einer Magnetfeldleistung von 657 W belegen, dass während des
Verdrängungsprozesses Temperaturen von bis zu 1700 K (Abstand zur Kante der Kavität
200 µm) erreicht werden. Die Innenkante der Kavität erweicht somit aufgrund des
Überschreitens des Schmelzbereiches des Stahls. An der Aluminiumblechunterseite werden
Temperaturen von bis zu 800 K erreicht (siehe Bild 4-23 graue Kurven).
Ergebnisse und Diskussion
73
Bild 4-23: Exemplarische Thermoelementmessungen für 657 W an der Stahlblechoberfläche und der
Aluminiumblechunterseite
Im Vergleich zu den Punktverbindungen konnte keine Bildung einer morphologisch
veränderten Gefügestruktur in der Wärmeeinflusszone beobachtet werden. Anhand von
Korngrößenbestimmungen mittels Linienschnittverfahren zeigt sich im Bereich der WEZ der
Linienverbindungen ein etwas feineres Korngefüge als im Grundwerkstoff des Stahls. Die
Korngröße sinkt dabei von ca. 18 µm auf ca. 10 µm. Dies lässt sich wie folgt begründen.
Während des Fügeprozesses entstehen, wie bereits im Bild 4-23 gezeigt, in der Stahllage in
der Nähe der Innenkante der Kavität (Abstand ca. 200 µm) Temperaturen von bis zu 1700 K.
Aufgrund der Kavitäten, welche mittels mechanischer Bearbeitung eingebracht wurden, ist im
Bereich der Innenkanten mit einem erhöhten Verformungsgrad zu rechnen. Diese
Verformungen (Versetzungen) werden durch den Rekristallisationsprozess abgebaut,
wodurch sich aufgrund von Keimbildung und Kornwachstum ein neues Gefüge ausbildet. Die
Feinkörnigkeit des neugebildeten Gefüges wird dabei vom Verformungsgrad bestimmt. Für
einen Rekristallisationsprozess müssen Temperaturbereiche bis zu 50 % der absoluten
Schmelztemperatur des Werkstoffes erreicht werden. Während des Fügeprozesses entstehen
deutlich höhere Temperaturen. Somit ist es möglich, dass das feinkörnige Gefüge innerhalb
der WEZ auf Rekristallisationsprozesse zurückgeführt werden kann.
Im Bereich des verdrängten Aluminiumschmelzbades entsteht nach der Erstarrung ein
typisches Gussgefüge (siehe Anhang Bild A-13). Dies wurde ebenfalls in der Arbeit von CHEN
ET AL. [CHE19] bei einer schweißgelöteten Stahl/Aluminium-Mischverbindung beobachtet
[CHE19]. Die Dendritenarmabstände liegen bei etwa 5 µm, wohingegen die Korngröße des
Aluminiumgrundwerkstoffes 13 µm beträgt.
Die ermittelten Schmelzbaddimensionen der Linienverbindungen sind im Bild 4-24 dargestellt.
Die Schwankungen der Dimensionen der Schmelzbäder lässt sich wie bei den
Punktverbindungen auf die Schmelzbaddynamik und der dadurch unterschiedlich effektiven
Laserenergieeinkopplung zurückführen. Die Ausbreitung der Schmelzbäder im oberen Bereich
liegt zwischen ca. 3 mm und 4,8 mm. Die Ausbreitung der Dimensionen der Schmelzbäder im
unteren Bereich reichen von ca. 1,7 mm – 2,9 mm. Wie bei den Punktverbindungen entstehen
ebenfalls bei den Linienverbindungen aufgrund der konischen Struktur der Dampfkapillare
entsprechend konische Schmelzbadgeometrien. Aufgrund der Anschrägungen befinden sich
die Kavitätsinnenkanten dichter am Laserzentrum und schirmen den Wärmeeintrag in das
Ergebnisse und Diskussion
74
Aluminiumblech z.T. ab. Dies bewirkt tendenziell eine Reduzierung der
Aluminiumschmelzbadbreite im oberen Bereich. Zudem scheint die Anwendung eines
Magnetsystems aufgrund der erzeugten Strömungsbewegungen der Aluminiumschmelze das
Schmelzbad zu stabilisieren, sodass die Streubalken im Vergleich zur Schmelzbaddimension
ohne Magnetfeld abnehmen.
Bild 4-24: Die ermittelten Dimensionen der a) oberen Schmelzbadbreiten und b) unteren
Schmelzbadbreiten der Querschliffe der experimentell erzeugten Linienverbindungen für
0 W – 1983 W, gerader und angeschrägter Kavitäten, die Streubalken liegen zum Teil in den
Symbolen
Der Wurzelrückfall an der Aluminiumblechunterseite aufgrund des Verdrängungsprozesses
erreicht bis zu 3 mm bei einer Magnetfeldleistung von 1983 W unter Einsatz einer geraden
Kavität. Bei einer angeschrägten Kavität und einer Magnetfeldleistung von 657 W sowie
1234 W liegt der Wurzelrückfall bei maximal ca. 2 mm. Aufgrund des effektiveren
Verdrängungsprozesses sind bei den Linienverbindungen im Vergleich zu den
Punktverbindungen etwas größere Wurzelrückfälle zu beobachten. Nach den
Bewertungskriterien der DIN EN ISO 13919-2 für Stufe B ist eine maximale Höhe der
Wurzelrückfälle von 2 mm zulässig [DIN13919-2]. Bei den geraden Kavitäten wird dieser
Grenzwert überschritten. Durch die Anschrägung ragt der untere Bereich der Innenkante der
Kavität weiter über das zu verdrängende Aluminiumschmelzbad. Dies führt zu einer
Verkleinerung des zu füllenden Kavität-Volumens, sodass mehr Schmelze im Aluminiumblech
nach dem Fügeprozess zurückbleibt.
Die Querschliffe der angeschrägten Kavitäten von 30° sowie 45° für eine Magnetfeldleistung
von 657 W sind im Bild 4-25 dargestellt. Die Erzeugung eines zusätzlichen Formschlusses
durch eine angeschrägte Kavität war erfolgreich. Der Fügeprozess zeigt eine stabile sowie
reproduzierbare Herstellung stoff- und formschlüssiger Fügeverbindungen. An der
Stahlblechunterseite entstehen nach wie vor Poren aufgrund des Spalts zwischen den
Fügepartnern. Es konnten keine Risse in den Querschliffen beobachtet werden. Aufgrund der
Anschrägung treten anders ausgerichtete Schrumpfspannungen auf, sodass sich die
verdrängte Aluminiumschmelze in die Kavität hineinzieht. In diesem Fall ist die Herstellung
einer belastbaren Fügeverbindung möglich.
Ergebnisse und Diskussion
75
Bild 4-25: Exemplarische Querschliffe der angeschrägten Kavität zur Erzeugung eines Formschlusses
bei 657 W
Aufgrund der beschriebenen Höhe des Wurzelrückfalls von bis zu 2 mm wurde auf die
Untersuchung geringerer Blechdicken (2 mm) verzichtet, da bei einer gleichbleibenden Kavität
nicht genug Restschmelze im Aluminiumblech für gute mechanische Eigenschaften
zurückbleiben würde sowie nach den Bewertungskriterien der DIN EN ISO 13919-2 für Stufe B
nicht zulässig wären. Eine Verkleinerung der Kavität wäre in diesem Fall nicht zielführend, da
sich der Abstand der Innenkanten der Kavität zum Zentrum des Laserstrahls verringern würde.
Dies würde zu einer höheren thermischen Belastung führen, wobei wiederum mit einer
Zunahme der unerwünschten intermetallischen Phasenbildung zu rechnen ist. Da sich die
vorliegende Arbeit auf Blechdicken von ≤ 3 mm beschränkt, wurden keine höheren
Blechdicken untersucht.
Ergebnisse und Diskussion
76
4.2.2 Charakterisierung der Fügeverbindungen
Punktverbindungen
Die gebildeten intermetallischen Phasen wurden mit Hilfe der Rasterelektronenmikroskopie
genauer analysiert. Exemplarische REM-Aufnahmen für unterschiedliche
Lasereinstrahldauern sind im Bild 4-26 dargestellt. Es zeigt sich deutlich eine ausgebildete
intermetallische Reaktionsschicht an der Stahlgrenzfläche sowie weitere fein verteilte
intermetallische Phasen über das gesamte verdrängte Schmelzbad hinweg. Dabei sind diese
intermetallischen Phasen bei einer Lasereinstrahldauer von 200 ms gleichmäßig dispergiert
(siehe Bild 4-26 a)), wohingegen bei einer verkürzten Lasereinstrahldauer ungleichmäßig
Verteilungen der IMC vorzufinden sind (siehe Bild 4-26 b)). Bereits ohne Anwendung eines
Magnetfeldes konnte eine homogene Verteilung der IMC im verdrängten
Aluminiumschmelzbad beobachtet werden. Die Dichte der dispergierten IMC im Schmelzbad
steigt unter Anwendung eines Magnetfeldes ab 657 W. Aufgrund des Magnetfeldes werden in
das Schmelzbad zusätzliche Strömungen erzeugt, wodurch die eigentlichen
Schmelzbadströmungen (Marangoni, Konvektion) verstärkt werden. Somit ist es denkbar,
dass sich die nadelförmigen IMC von der Reaktionsschicht stärker unter Anwendung einer
Magnetfeldleistung (ab 657 W) ablösen und aufgrund von Durchmischungseffekten zu einer
dichteren Verteilung im Schmelzbad führen. Die Aufnahmen bei einer verkürzten
Lasereinstrahldauer zeigen, dass die gleichmäßige Verteilung der IMC zeitabhängig ist. In der
Arbeit von XU ET AL. [XU21] wurde beim Laserstrahlschweißen von 10 mm dicken 5XXX-
Aluminiumblechen bei einem extern angelegten oszillierenden Magnetfeld eine umwälzende
Wirkung des Schmelzbades beobachtet [XU21]. Dies unterstützt die Annahme, dass das
Magnetfeld die Bildung fein verteilter IMC im gesamten Schmelzbad fördert.
Bild 4-26: Exemplarische REM-Aufnahmen der erzeugten Punktverbindungen bei einer
Magnetfeldleistung von 1983 W, 200 ms und einer verkürzten Lasereinstrahldauer
Die intermetallische Reaktionsschicht besteht aus einem kompakten Phasensaum und
nadelförmigen intermetallischen Phasen, welche in das verdrängte Schmelzbad
hineinwachsen.
Weiterhin zeigen die REM-Aufnahmen deutlich den Verlauf der auftretenden Risse. Die Risse
gehen von der intermetallischen Reaktionsschicht aus und breiten sich über das gesamte
Ergebnisse und Diskussion
77
Aluminiumschmelzbad im Bereich der Kavität bis zur Schmelzbadoberfläche aus. Entweder
verlaufen die Risse in der Nähe der intermetallischen Reaktionsschicht oder direkt entlang des
kompakten Phasensaums auf der Stahlseite. Dabei kommt es zum Versagen des
Materialschlusses. Die Rissentstehung sowie Ausbreitung lassen sich auf die spröden
Eigenschaften der intermetallischen Phasen zurückführen. Wie bereits beschrieben,
entstehen die Risse nach den Erkenntnissen von YAN ET AL. [YAN18] aufgrund der
Schrumpfspannungen während des Erstarrungsprozesses [YAN18]. Die Dimensionen der
intermetallischen Phasen schwanken signifikant aufgrund der beobachteten
Prozessinstabilitäten und der damit verbundenen Schmelzbaddynamik. Diese führt zu einem
unterschiedlich auftretenden Kontakt zwischen der verdrängten Aluminiumschmelze und der
Stahllage. Die Breite des intermetallischen Phasensaums schwankt zwischen 1 µm – 13 µm
unabhängig von der Magnetfeldleistung sowie Lasereinstrahldauer (siehe Bild 4-27 a)). Die
Breite des Saums nimmt zur Stahlblechoberfläche hin aufgrund des dort auftretenden
Wärmestaus zu. Die Länge der nadelförmigen IMC schwankt zwischen 1 µm – 25 µm
unabhängig von der Magnetfeldleistung und Lasereinstrahldauer (siehe Bild 4-27 b)). Die
unterschiedlich ausgeprägten Dimensionen der intermetallischen Phasen haben nach den
Erkenntnissen von WANG ET AL. [WAN21] einen erheblichen Einfluss auf die Rissentstehung
sowie Rissausbreitung [WAN21]. Damit lassen sich die verschiedenen Rissverläufe innerhalb
der Kavitäten begründen.
Die Dimensionen der intermetallischen Phasen bilden sich unabhängig von der
Magnetfeldleistung sowie Lasereinstrahldauer in einem ähnlichen Streubereich aus. Dies lässt
sich damit begründen, dass nach den Erkenntnissen von H. AGHAJANI DERAZKOLA F.
KHODABAKHSHI [AGH19] sowie SZCZEPANIAK ET AL. [SZC12] die erreichte Maximaltemperatur
beim Fügeprozess den größten Einfluss auf die Morphologie und Dimensionen der
intermetallischen Phasen hat [AGH19, SZC12]. Die experimentell gemessenen Temperaturen
der Stahloberfläche (siehe Bild 4-10) verdeutlichen, dass die maximal erreichten
Temperaturen in einem stabilen Bereich zwischen 1400 K und 1600 K bei einem Abstand zur
Kavität von ca. 900 µm liegen, weshalb ähnliche Dimensionen der IMC entstehen.
Bild 4-27: Die gemessenen Dimensionen der a) Breite des kompakten intermetallischen Phasensaums
und b) der Länge der nadelförmigen intermetallischen Phasen direkt neben dem kompakten
Phasensaum der experimentell erzeugten Punktverbindungen für 0 W – 1983 W, 200 ms
sowie einer verkürzten Lasereinstrahldauer, die Streubalken liegen zum Teil im negativen
Bereich
Ergebnisse und Diskussion
78
Die EDX-Analysen zeigen zwischen dem intermetallischen Phasensaum und den
nadelförmigen intermetallischen Phasen bei einer Lasereinstrahldauer von 200 ms und einer
Magnetfeldleistung von 1983 W unterschiedliche Al-Fe-Zusammensetzungen. Da sich
unabhängig von der Magnetfeldleistung ähnliche Maximaltemperaturen bzw.
Temperaturverläufe einstellen und somit keine anderen intermetallischen
Phasenzusammensetzungen zu erwarten sind, wurde zur Reduzierung des Messaufwandes
nur die Magnetfeldleistung von 1983 W analysiert. Der kompakte Phasensaum enthält ca.
(61 ± 10) Atom-% Aluminium und (39 ± 10) Atom-% Eisen. Die nadelförmigen Phasen des
kompakten Phasensaums sowie des Aluminiumschmelzbades bestehen aus ca.
(82 ± 4) Atom-% Aluminium und (18 ± 4) Atom-% Eisen. Bei einer verkürzten
Lasereinstrahldauer und Magnetfeldleistung von 1983 W ändert sich die Al-Fe-
Zusammensetzung. Der kompakte Phasensaum enthält ca. (74 ± 0,2) Atom-% Aluminium und
(25 ± 2) Atom-% Eisen. Bis zur nadelförmigen intermetallischen Phase neben dem kompakten
IMC-Saum steigt der Aluminiumgehalt auf ca. (80 ± 2) Atom-% Aluminium und der Eisengehalt
sinkt auf ca. (15 ± 2) Atom-%. Der Aluminiumgehalt erhöht sich im Bereich der fein verteilten
nadelförmigen IMC im Aluminiumschmelzbad auf ca. (86 ± 1) Atom-% Aluminium mit
(12 ± 2) Atom-% Eisen. Die Differenzen bis zu 100 Atom-% Al-Fe-Zusammensetzung entsteht
aufgrund der begrenzten Messungenauigkeit des EDX-Verfahrens, welche sowohl von der
Qualität der Probenpräparation, Probenverunreinigung, Elektronenstrahlqualität und der
Ausrichtung des Messpunktes zum EDX-Detektor bestimmt wird. Zudem enthält die
Aluminiumlegerierung Magnesium. Dieser Anteil wurde im EDX-Verfahren nicht mit
berücksichtigt, da die intermetallischen Phasen keine Bindungen zum Magnesium eingehen.
Aufgrund der EDX-Analysen sind mindestens zwei unterschiedliche intermetallischen
Phasentypen zu erwarten. Die EDX-Werte sind im Anhang im Bild A-14 dargestellt.
Zur Identifizierung der verschiedenen intermetallischen Phasentypen sind EDX-Werte nicht
ausreichend. Aus diesem Grund wurden analog zu den EDX-Ergebnissen zusätzlich EBSD-
Analysen durchgeführt. Die Ergebnisse der EBSD-Anaylsen sind im Bild 4-28 dargestellt. Für
eine Magnetfeldleistung von 1983 W und einer Lasereinstrahldauer von 200 ms wurden zwei
intermetallische Phasentypen bestimmt. Der kompakte Phasensaum konnte als die Fe2Al5,6
Phase und die nadelförmige Phase als die Fe4Al13 identifiziert werden. Auch die nadelförmigen
Phasen im Aluminiumschmelzbad konnten der Fe4Al13 Phase zugeordnet werden. In den
Arbeiten von PARDAL ET AL. [PAR14] beim direkten Laserstrahlpunktschweißen zwischen
jeweils ferritischem Stahl und einer 6XXX-Aluminiumlegierung wurde ebenfalls die Bildung
dieser Phasen beobachtet [PAR14]. Die Fe2Al5,6 Phase entspricht der Fe2Al5. Die abweichende
chemische Zusammensetzung der Fe2Al5,6 Phase resultiert aus zusätzlich besetzten Plätzen
im Kristall durch Al-Atome. Dies wurde in der Arbeit von BURKHARDT ET AL. [BUR94] aufgezeigt
[BUR94]. Bei den detektierten Phasen handelt es sich um Al-reiche intermetallische Phasen.
Dies deckt sich mit den Werten der EDX-Messungen. Bei einer verkürzten Lasereinstrahldauer
entstehen im Vergleich zu einer Lasereinstrahldauer von 200 ms vier unterschiedliche
intermetallische Phasentypen. Auf der Stahlseite wurde die FeAl Phase, daran anschließend
die Fe7Al11 + Fe2Al5,6 Phase und als nadelförmige Phase die Fe4Al13 Phase bestimmt. Diese
Phasen wurden ebenfalls in der Arbeit von XIAO ET AL. [XIA22] beim direkten
Laserstrahlschweißen im Keyhole-Mode von Überlappverbindungen aus Baustahl und einer
5XXX-Aluminiumlegierung beobachtet [XIA22]. Dabei wurde im Gegensatz zur vorliegenden
Arbeit keine Fe2Al5 Phase detektiert. Die Morphologie der intermetallischen Phasen wird nach
den Erkenntnissen von WANG ET AL. [WAN17] neben der Maximaltemperatur sowie der
Ergebnisse und Diskussion
79
Abkühlzeit ebenfalls von der lokalen Verteilung der Eisenatome bestimmt [WAN17]. Aus
diesem Grund entstehen bei einer verkürzten Lasereinstrahldauer andere chemisch
zusammengesetzte intermetallische Phasen als bei einer Lasereinstrahldauer von 200 ms. Bei
einer verkürzten Lasereinstrahldauer herrschen kürzere Wechselwirkungszeiten zwischen
Laser und Aluminiumblech, wodurch die Fe-Atome weniger Zeit zum Diffundieren haben und
somit lokal unterschiedliche Fe-Atomverteilungen resultieren als bei einer Lasereinstrahldauer
von 200 ms. Zudem ist bei einer verkürzten Lasereinstrahldauer ebenfalls von einer etwas
geringeren Maximaltemperatur auszugehen, wodurch die Bildung der intermetallischen
Phasentypen nach dem im Bild 2-1 gezeigten Phasendiagramm beeinflusst werden kann. Die
vermuteten abweichenden Fe-Atomkonzentrationen bei einer verkürzten Lasereinstrahldauer
im Vergleich zu einer Einstrahldauer von 200 ms werden durch die gezeigten EDX-Analysen
unterstützt. Die Eisenkonzentration sinkt von 15 Atom-% auf 12 Atom-% zur Aluminiumseite
hin. Die abnehmende Eisenkonzentration deckt sich mit den identifizierten intermetallischen
Phasentypen. Im Bild 4-26 zeigt sich, wie bereits beschrieben, ein Versagen des
Materialschlusses entweder auf der Stahlseite oder im Aluminiumschmelzbereich. Dies lässt
sich anhand der identifizierten intermetallischen Phasentypen wie folgt begründen. Nach den
Erkenntnissen von LI ET AL. [LI20] und WANG ET AL. [WAN20] stellen sich innerhalb der
intermetallischen Phasen und dem Aluminium besonders hohe Bindungskräfte aufgrund der
geringen Fehlpassungen von unter 6 % ein [LI20, WAN20]. Dies hat zur Folge, dass an der
Fe4Al13/ Fe2Al5 im Vergleich zu anderen intermetallischen Phasen bzw. den Grundwerkstoffen
die höchsten Bindungskräfte auftreten. Darüber hinaus herrschen ebenfalls hohe
Bindungskräfte zwischen dem Aluminium und den Fe4Al13/ Fe2Al5 Phasen. Diese sind jedoch
geringer. Somit lassen sich die beobachteten Rissverläufe auf der Stahlseite sowie im
Aluminiumschmelzbad erklären.
Bild 4-28: Die Identifizierung der intermetallischen Phasen mittels EBSD-Analysen für die
experimentell erzeugten Punktverbindungen für 1983 W, 200 ms sowie einer verkürzten
Lasereinstrahldauer
Die Mikrohärtemessungen sind im Bild 4-29 für eine Lasereinstrahldauer von 200 ms und im
Bild 4-30 für eine verkürzte Lasereinstrahldauer dargestellt. Unabhängig von der
Magnetfeldleistung weisen bei einer Lasereinstrahldauer von 200 ms die verschiedenen
gemessenen Zonen (GW, FZ, IMC, WEZ) ähnliche Härtewerte auf. Die Härte des
Stahlgrundwerkstoffes liegt bei ca. 140 HV 0,01, wohingegen die Grundhärte der
Aluminiumlegierung ca. 70 HV 0,01 beträgt. Es wurde jeweils nur eine Messreihe unabhängig
der Magnetfeldleistung für die Grundwerkstoffe durchgeführt und ist für die bessere Erkennung
Ergebnisse und Diskussion
80
in den Diagrammen ohne Symbol dargestellt. Die WEZ zeigt eine Härtezunahme im Vergleich
zum Stahlgrundwerkstoff auf ca. 200 HV 0,01 – 400 HV 0,01. Dies lässt sich auf die im Bild 4-
17 gezeigte veränderte Mikrostruktur zurückführen. Die Mischung aus einem polygonalen und
nadelförmigen Ferrit verursacht nach der Hall-Patch-Beziehung eine Zunahme der Härte. In
der Arbeit von RAMESH ET AL. [RAM20] wurde beim Laserstrahlschweißen ohne
Zusatzwerkstoff eines ferritischen Stahls innerhalb der WEZ eine morphologische
Umwandlung des Ferrits aufgrund der Abkühlbedingungen beobachtet. Die Autoren führten
Härtemessungen nach Vickers durch. Sie zeigen in Abhängigkeit der Abkühlbedingungen,
dass eine Umwandlung des polygonalen Ferrits sowohl in Korngrenzen-Ferrit,
Widmannstätten-Ferrit und nadelförmigen Ferrit möglich ist. In der Wärmeeinflusszone
beobachteten sie die Ausbildung eines polygonalen sowie nadelförmigen Ferrits, wodurch die
Härte aufgrund von Verfestigungen im Vergleich zum GW (174 HV) zunahm (ca. 200 HV). In
der Fügezone stellten sie eine Mischung aus nadelförmigem Ferrit, Korngrenzen-Ferrit und
Widmannstätten-Ferrit fest. Es wurden in der Fügezone Härtewerte von 227 HV – 284 HV mit
zunehmender Schweißgeschwindigkeit gemessen [RAM20]. Aufgrund der Härtewerte der
Arbeit von RAMESH ET AL. [RAM20] ist es denkbar, dass aufgrund der hohen
Abkühlgeschwindigkeiten und der Diffusionsvorgänge der Eisenatome lokal Bedingungen
vorherrschten, die die anteilige Bildung eines Widmannstätten-Ferrits ermöglichen. Darauf
lassen sich die gemessenen Härtewerte von über 300 HV 0,01 zurückführen. Die FZ besitzt
Härtewerte von ca. 100 HV 0,01 – 120 HV 0,01. Diese erhöhten Härtewerte im Vergleich zum
Aluminiumgrundwerkstoff resultieren aus im Bild 4-26 gezeigten fein verteilten IMC im
Aluminiumschmelzbad nach dem Verdrängungsprozess. Die Härtemessung der
intermetallischen Reaktionsschicht gestaltete sich hinsichtlich einer genauen Positionierung
des Härteprüfkörpers als schwierig. Zudem führten Rissverläufe an der intermetallischen
Reaktionsschicht entlang zu Kantenabrundungen und damit verbundenen erhöhten
Messfehlern. Aus diesem Grund streuen die Messwerte im IMC Bereich signifikant. Die
durchschnittliche Härte der intermetallischen Reaktionsschicht liegt bei ca.
800 HV 0,01 – 1000 HV 0,01. Ähnliche Härtewerte bei einer gleichen Zusammensetzung der
intermetallischen Reaktionsschicht beim Laserstrahlpunktschweißen einer Stahl/Aluminium-
Mischverbindung wurden in der Arbeit von PARDAL ET AL. [PAR14] bestimmt [PAR14].
Ähnliche Härtewerte konnten bei einer verkürzten Lasereinstrahldauer gemessen werden.
Auch in diesem Fall gestaltete sich die Härtemessung der intermetallischen Reaktionsschicht
als schwierig aufgrund der gleichen Problematik, welche bereits für eine Lasereinstrahldauer
von 200 ms beschrieben wurde. Damit lassen sich die weiten Streubereiche im Bereich der
IMC erklären. Die Härte der WEZ ist im Vergleich zu einer Lasereinstrahldauer von 200 ms
etwas geringer und reicht von ca. 250 HV 0,01 – 300 HV 0,01. Die im Bild 4-26 präsentierte
Mikrostruktur weist im Vergleich zu einer Lasereinstrahldauer von 200 ms nur einen geringen
Anteil eines nadelförmigen Ferrits auf. Dies führt zu einer geringeren Härtezunahme. In diesem
Fall ist aufgrund der verkürzten Lasereinstrahldauer und der damit verbundenen verkürzten
Diffusionszeit der Fe-Atome sowie einer geringfügig geringeren Maximaltemperatur nicht mit
der Bildung eines Widmannstätten-Ferrits zu rechnen.
Auf weiterführende Korngrößenbestimmungen wurde an dieser Stelle verzichtet, da die
Härtewerte anhand der veränderten Mikrostruktur nachvollziehbar sind.
Ergebnisse und Diskussion
81
Bild 4-29: Mikrohärtemessungen der experimentell erzeugten Punktverbindungen für 0 W – 1983 W,
200 ms, die Streubalken liegen zum Teil in den Symbolen
Bild 4-30: Mikrohärtemessungen der experimentell erzeugten Punktverbindungen für 657 W – 1983 W
und einer verkürzten Lasereinstrahldauer, die Streubalken liegen zum Teil in den Symbolen
Linienverbindungen
Die Untersuchungen zur Charakterisierung der linienförmigen Fügeverbindungen
beschränken sich in diesem Teilkapitel auf die optimalen Magnetfeldleistungen von 657 W –
1234 W. Dabei werden sowohl die geraden Kavitäten als auch die angeschrägten Kavitäten
betrachtet. Die Bildung der intermetallischen Phasen wurden mit Hilfe der
Rasterelektronenmikroskopie genauer analysiert. Eine exemplarische REM-Aufnahme einer
geraden sowie angeschrägten Kavität sind im Bild 4-31 dargestellt. Es zeigt sich insgesamt
über den Querschnitt der Fügeverbindung eine gleichmäßige Dimension eines kompakten
intermetallischen Phasensaums. Im Gegensatz zu den Punktverbindungen existieren keine
größeren Dimensionen der IMC an der Stahlblechoberkante. Die Breite des intermetallischen
Phasensaums variiert jedoch lokal. Analog zu den Punktverbindungen schließen sich an
diesem kompakten Phasensaum weitere nadelförmige intermetallische Phasen an und breiten
Ergebnisse und Diskussion
82
sich innerhalb der verdrängten Aluminiumschmelze aus. Im Vergleich zu den
Punktverbindungen sind die nadelförmigen IMC nicht über die gesamte Aluminiumschmelze
verteilt und sind deutlich kleiner ausgeprägt. Dies ist ein Indiz dafür, dass die
Schmelzbadströmungen beim Verdrängungsprozess direkt hinter der Dampfkapillare zur
Herstellung der Linienverbindungen schwächer sind als bei den Punktverbindungen. Dadurch
tritt eine geringere Umwälzbewegung innerhalb des Schmelzbades auf, wodurch sich die
nadelförmigen Phasenanteile nicht vom kompakten intermetallischen Phasensaum lösen und
über das Schmelzbad verteilen. Die REM-Aufnahmen zeigen z.T. das Auftreten von feinen
Spalten in der Nähe der intermetallischen Reaktionsschicht sowie eine einseitige Lösung des
Materialschlusses (siehe exemplarische REM-Aufnahme im Anhang Bild A-15). Diese
Ablösung des Materialschlusses ist höchstwahrscheinlich auf die Bearbeitungsschritte der
Probenpräparation zurückzuführen. Dabei versagt der stoffschlüssige Verbund aufgrund der
spröden Eigenschaften der IMC. Der Spalt verläuft hauptsächlich entlang der
Kavitätsinnenkante der Stahllage. Die Bildung der feinen Spalte ist höchstwahrscheinlich auf
die bereits beschriebenen Schrumpfspannungen während des Abkühlvorgangs
zurückzuführen. Diese verursachen lokal eine Spaltung des Aluminiummaterials.
Bild 4-31: Exemplarische REM-Aufnahmen der erzeugten Linienverbindungen bei einer
Magnetfeldleistung von 657 W einer geraden sowie 30° angeschrägten Kavität
Wie bereits beschrieben, konnte eine schwellende Bewegung des Schmelzbades in den
Hochgeschwindigkeitsaufnahmen beobachtet werden. Diese führt zu einem unterschiedlichen
Kontakt zwischen verdrängter Aluminiumschmelze und der Stahllage, wodurch die lokalen
Dimensionen der gebildeten IMC variieren. Die Breite des intermetallischen Phasensaums
schwankt zwischen 3 µm – 11 µm (siehe Bild 4-32 a)). Die Länge der nadelförmigen IMC liegt
ca. zwischen 1 µm und 4 µm (siehe Bild 4-32 b)). Durch die manuelle Positionierung des
Laserstrahls können zwischen der rechten und linken Seite der Kavitätsinnenkanten
unterschiedliche thermische Belastungen auftreten und somit ebenfalls unterschiedliche
Dimensionen der IMC resultieren. Zudem bilden sich tendenziell stärker ausgeprägte IMC-
Phasendimensionen bei angeschrägten Kavitäten aus, da wie bereits erwähnt, die
Kavitätsinnenkanten dichter an das Laserzentrum heran reichen und somit stärker thermisch
belastet werden. Aufgrund von Thermoelementmessungen (siehe Bild 4-23) konnte gezeigt
Ergebnisse und Diskussion
83
werden, dass im Vergleich zu den Punktverbindungen geringere maximale Temperaturen der
Stahllage aufgrund des Fügeprozesses entstehen. Bei den Punktverbindungen wurden
Thermoelementmessungen im Abstand zur Kavität von ca. 900 µm und bei den
Linienverbindungen von ca. 200 µm durchgeführt. Für beide Verbindungsarten lagen die
maximalen Temperaturen bei ca. 1600 K – 1700 K. Dabei ist der unterschiedliche Abstand
aufgrund der manuellen Positionierung der Thermoelemente zu berücksichtigen. Somit
unterliegt die Stahllage der Linienverbindungen einer geringeren thermischen Belastung im
Vergleich zu den Punktverbindungen. Aufgrund dessen sind die verschiedenen IMC-Phasen
insgesamt geringer ausgeprägt als bei den Punktverbindungen (Vergleich Bild 4-26). Die
Ausbildung einer anderen Dimension der IMC in Abhängigkeit von der maximalen Temperatur
kann durch die Arbeiten von H. AGHAJANI DERAZKOLA F. KHODABAKHSHI [AGH19] sowie
SZCZEPANIAK ET AL. [SZC12] bestätigt werden [AGH19, SZC12].
Bild 4-32: Die gemessenen Dimensionen der a) Breite des kompakten intermetallischen Phasensaums
und b) der Länge der nadelförmigen intermetallischen Phasen direkt neben dem kompakten
Phasensaum der experimentell erzeugten Linienverbindungen für 657 W – 1234 W einer
geraden sowie angeschrägten Kavität, die Streubalken liegen zum Teil in den Symbolen
EDX-Analysen zeigen unabhängig von der Magnetfeldleistung folgende chemischen
Zusammensetzungen der IMC-Phasen. Der kompakte intermetallische Phasensaum enthält
ca. (73 ± 1) Atom-% Aluminium und (26 ± 1) Atom-% Eisen. Der Phasensaum mit
anschließender nadelförmiger IMC besteht aus ca. (82 ± 1) Atom-% Aluminium und
(17 ± 1) Atom-% Eisen. Die Differenzen bis zu 100 Atom-% Al-Fe-Zusammensetzung
entsteht, wie bereits für die Punktverbindungen beschrieben, aufgrund der begrenzten
Messungenauigkeit des EDX-Verfahrens, welche sowohl von der Qualität der
Probenpräparation, Probenverunreinigung, Elektronenstrahlqualität und der Ausrichtung des
Messpunktes zum EDX-Detektor abhängig ist. Zudem enthält die Aluminiumlegierung
Magnesium. Dieser Anteil wurde im EDX-Verfahren nicht mit berücksichtigt, da die
intermetallischen Phasen keine Bindungen zum Magnesium eingehen. Aufgrund der EDX-
Analysen sind analog zu den Punktverbindungen mindestens zwei unterschiedliche
intermetallischen Phasentypen zu erwarten. Die EDX-Werte sind im Anhang im Bild A-16
dargestellt.
Zur Identifizierung der verschiedenen intermetallischen Phasentypen sind für die
Linienverbindungen ebenfalls allein die EDX-Werte nicht ausreichend. Aus diesem Grund
wurden analog zu den EDX-Ergebnissen zusätzlich EBSD-Analysen durchgeführt. Die
Ergebnisse und Diskussion
84
Ergebnisse der EBSD-Anaylsen sind im Bild 4-33 dargestellt. Unabhängig von der
Magnetfeldleistung konnten der kompakte Phasensaum analog zu den Punktverbindungen als
die Fe2Al5,6 und der schmale Saum auf der Aluminiumseite mit nadelförmigen Phasenanteilen
als die Fe4Al13 identifiziert werden. Diese intermetallischen Phasen wurden in Arbeiten von
YUAN ET AL. [YUA19] und WANG ET AL. [WAN17] beim Laserstrahlschweißlöten einer
linienförmigen Stahl/Aluminium-Mischverbindung ohne Zusatzwerkstoff beobachtet [YUA19,
WAN17]. Darüber hinaus wurde diese Phasenzusammensetzung der Reaktionsschicht
ebenfalls beim direkten Laserstrahlschweißen einer linienförmigen Stahl/Aluminium-
Mischverbindung unter anderem von den Autoren CUI ET AL. [CUI18] und YUCE ET AL. [YUC19]
sowie INDHU ET AL. [IND18] bestimmt [CUI18, IND18, YUC19]. Auch für die Linienverbindungen
entspricht die Fe2Al5,6 der üblicherweise detektierten Fe2Al5 Phase. Diese Abweichung
resultiert, wie bereits beschrieben, aus den zusätzlich besetzten Plätzen im Kristall durch Al-
Atome, welche in der Arbeit von BURKHARDT ET AL. [BUR94] präsentiert wurde [BUR94]. Der
im Bild 4-31 auftretende Verlust des Materialschlusses auf der Stahlseite lässt sich analog zu
den Punktverbindungen auf die Fehlpassungen zwischen den einzelnen Grenzschichten
zwischen den Grundwerkstoffen und den verschiedenen intermetallischen Phasen nach den
Erkenntnissen von LI ET AL. [LI20] und WANG ET AL. [WAN20] zurückführen [LI20, WAN20].
Somit herrschen die höchsten Bindungskräfte zwischen den unterschiedlichen
intermetallischen Phasen sowie dem Aluminiumgrundwerkstoff und der IMC. Aus diesem
Grund tritt bevorzugt das Materialversagen auf der Stahlseite auf.
Bild 4-33: Die Identifizierung der intermetallischen Phasen mittels EBSD-Analysen für die
experimentell erzeugten Linienverbindungen, exemplarisch für 657 W präsentiert
Die Mikrohärtemessungen der untersuchten Linienverbindungen werden im Bild 4-34 gezeigt.
Für die Härtewerte der Grundwerkstoffe wurde jeweils nur eine Messreihe unabhängig von der
Magnetfeldleistung durchgeführt und in den Diagrammen für eine bessere Erkennung ohne
Symbol dargestellt. Die Härte des Stahlgrundwerkstoffes liegt bei ca. 140 HV 0,01 und die
Härte der Aluminiumlegierung bei ca. 70 HV 0,01. Unabhängig von der Magnetfeldleistung
entstehen im Bereich der WEZ, IMC und FZ vergleichbare Härtewerte. Die WEZ besitzt im
Vergleich zum Stahlgrundwerkstoff eine höhere Härte von ca. 200 HV 0,01. Dies lässt sich wie
folgt erklären. In der WEZ wurden anhand der Lichtmikroskopieuntersuchungen keine
morphologischen Veränderungen des ferritischen Gefüges im Vergleich zu den
Punktverbindungen festgestellt. Jedoch konnte anhand der Korngrößenbestimmung mittels
Linienschnittverfahren eine Abnahme der Korngröße verzeichnet werden, welche, wie bereits
Ergebnisse und Diskussion
85
beschrieben, auf Rekristallisationsprozesse zurückzuführen ist. Die Korngröße reduziert sich
dabei von ca. 18 µm auf ca. 10 µm. Aufgrund dieser Kornfeinung nimmt die Härte nach der
Hall-Patch-Beziehung zu. In der Arbeit von KARAKIZIS ET AL. [KAR19] wurde ebenfalls ein
Härteanstieg aufgrund von Kornfeinungsprozessen beim Rührreibschweißen von einer
Stahl/Aluminium-Mischverbindung beobachtet [KAR19]. Innerhalb der FZ ist ebenfalls im
Vergleich zum Grundwerkstoff eine Zunahme der Härtewerte zu beobachten. Die Härte steigt
von ca. 70 HV 0,01 auf ca. 100 HV 0,01. Dies lässt sich auf die entstandene typische
Gussstruktur und den geringen Dendritenarmabständen zurückzuführen. Die
Dendritenarmabstände liegen bei ca. 5 µm, wohingegen die Korngröße des
Aluminiumgrundwerkstoffes ca. 13 µm beträgt. Aufgrund dessen steigt die Härte ebenfalls
nach der Hall-Patch-Beziehung. Die Härte im Bereich der IMC schwankt im Durchschnitt
zwischen ca. 600 HV 0,01 und 750 HV 0,01. Die großen Streubereiche sind auf
Messungenauigkeiten der Härteprüfung zurückzuführen. Es gestaltete sich als schwierig, den
Härteprüfkörper exakt innerhalb des schmalen intermetallischen Phasensaums zu
positionieren. Aus diesem Grund liegen die Härtewerte der IMC z.T. unterhalb den allgemein
bekannten Härtewerten der Fe2Al5 und Fe4Al13 Phasen von etwa
900 HV 0,025 – 1000 HV 0,025 [SHA02].
Bild 4-34: Mikrohärtemessungen der experimentell erzeugten Linienverbindungen für
657 W – 1234 W, gerader und angeschrägter Kavitäten, die Streubalken liegen zum Teil in
den Symbolen
Für die Scherzugversuche wurden vorab stichprobenartig Laserprofilscans zur Überprüfung
der gesamten Verdrängungshöhe und somit der Qualität der Füllung der Kavität durchgeführt.
Die Ergebnisse der Laserprofilscans sind im Bild 4-35 für eine 30° angeschrägte Kavität und
im Bild 4-36 für eine 45° angeschrägte Kavität unter Anwendung einer optimalen
Magnetfeldleistung von 657 W – 1234 W dargestellt. Es sind deutlich die Ein- und
Auslaufphasen des Laserstrahls zu erkennen. In diesem Bereich ist die Kavität nicht optimal
gefüllt, jedoch erstrecken sich diese Nahtbereiche nur über einen Bruchteil der
Gesamtnahtlänge. Unabhängig von der Magnetfeldleistung und der Anschrägung der Kavität
können überwiegend gleichmäßige Verdrängungshöhen und somit vollständig gefüllte
Kavitäten erzielt werden. Bei einer Magnetfeldleistung von 1234 W sind gleichmäßige
Ergebnisse und Diskussion
86
Verdrängungshöhen von etwa 1 mm oberhalb der Stahloberfläche möglich. Bei einer
Magnetfeldleistung von 657 W schließt die Oberfläche der verdrängten Aluminiumschmelze
ungefähr mit der Stahlblechoberkante ab. Innerhalb des Fügeprozesses sind mögliche
Prozessschwankungen hinsichtlich des Magnetfeldes und des Lasers nicht auszuschließen,
sodass es in Einzelfällen zu ungleichmäßigen Verdrängungsergebnissen kommen kann (siehe
657 W, 30° Anschrägung). Die Blechunterseiten zeigen deutlich ungleichmäßig ausgeprägte
Wurzelrückfälle nach dem Verdrängungsprozess. Dies lässt sich auf die
Materialeigenschaften des Aluminiums zurückführen. Aluminium ist für seine geringe
Viskosität bekannt, wodurch die verdrängte Schmelze beim Erstarrungsvorgang teilweise
stärker nach Verlassen des Magnetfeldbereiches absacken kann [BUN21].
Bild 4-35: Laserprofilscans der experimentell erzeugten Linienverbindungen für 657 W – 1234 W, einer
30° angeschrägten Kavität
Bild 4-36: Laserprofilscans der experimentell erzeugten Linienverbindungen für 657 W – 1234 W, einer
45° angeschrägten Kavität
Ebenfalls wurden stichprobenartig Röntgendurchstrahlungsprüfungen der Scherzugproben
durchgeführt, um die Linienverbindungen auf Risse und Poren zerstörungsfrei zu untersuchen.
Die Röntgenaufnahmen sind im Bild 4-37 für eine 30° angeschrägte Kavität und im Bild 4-38
für eine 45° angeschrägte Kavität unter Anwendung einer optimalen Magnetfeldleistung von
657 W – 1234 W dargestellt. Es konnten bei einer Auflösung von 25 µm keine Risse oder
Poren innerhalb der Fügeverbindungen festgestellt werden. Ebenfalls konnte keine Ablösung
der Fügepartner innerhalb der Kavitäten, wie bei den Querschliffen zu erkennen ist,
beobachtet werden. Dies bestätigt die Annahme, dass die Ablösung der Fügepartner innerhalb
der Querschliffe auf den Trennvorgang zur Probenpräparation zurückzuführen ist. Die
Ergebnisse und Diskussion
87
Kontrastunterschiede in den Linienverbindungen stammen aus den verschiedenen
Materialverteilungen in den Kavitäten aufgrund der unterschiedlichen Wurzelrückfälle.
Bild 4-37: Ergebnisse der Röntgendurchstrahlung der experimentell erzeugten Linienverbindungen für
657 W – 1234 W, einer 30° angeschrägten Kavität
Bild 4-38: Ergebnisse der Röntgendurchstrahlung der experimentell erzeugten Linienverbindungen für
657 W – 1234 W, einer 45° angeschrägten Kavität
Die Ergebnisse der Scherzugversuche sind im Bild 4-39 für eine 30° angeschrägte Kavität und
im Bild 4-40 für eine 45° angeschrägte Kavität unter Anwendung einer optimalen
Magnetfeldleistung von 657 W – 1234 W sowie einer geprüften Verbindungslänge von 40 mm
dargestellt. Unabhängig von der Magnetfeldleistung und der Anschrägung der Kavität
schwanken die Kraft-Verlängerungs-Kurven der einzelnen Versuche z.T. signifikant.
Stichprobenartig wurden Querschliffe der Scherzugproben angefertigt. Diese zeigen z.T. hohe
Anteile der nadelförmigen IMC-Phasen, wohingegen sich der IMC-Saum ähnlich breit zu den
Proben mit einer 100 % Überlappung ausbildete (exemplarische REM-Aufnahmen dazu
befinden sich im Anhang Bild A-17). Dies lässt sich mit der variierten Blechüberlappung im
Vergleich zu den Vorversuchen erklären. Bei den Vorversuchen wurden die Bleche zu 100 %
überlappt, wohingegen die Scherzugproben versuchsbedingt nur eine anteilige Überlappung
von 35 mm (ca. 20 %) aufweisen. Dadurch ändern sich die Wärmeableitungsbedingungen
während des Fügeprozesses. Bei den Vorversuchen konnte die gesamte Fläche des
Aluminiumblechs zur Wärmeableitung genutzt werden. Aufgrund der geringeren
Ergebnisse und Diskussion
88
Blechüberlappung von 35 mm bei den Scherzugproben kann das Aluminiumblech nur noch
einen Teil der Wärme effektiv ableiten. Somit entstehen wiederum höhere
Maximaltemperaturen bzw. höhere Diffusionsgeschwindigkeiten der Fe-Atome und damit
verbunden stärker ausgeprägte IMC sowie die Bildung nadelförmiger IMC. Zusätzlich
entstehen unterschiedlich ausgeprägte Ein- und Auslaufphasen des Laserstrahls, welche
ebenfalls zu einer Streuung der Kraft-Verlängerungs-Kurven führen können. Die maximal
erreichten Zugkräfte liegen bei ca. 1500 N – 2250 N unter Anwendung einer
Magnetfeldleistung von 657 W und 2000 N – 2500 N bei einer Magnetfeldleistung von 1234 W
sowie einer 30° angeschrägten Kavität. Die höheren maximal erreichbaren Zugkräfte bei einer
Magnetfeldleistung von 1234 W lassen sich auf die höheren erzielten Verdrängungshöhen
zurückführen. Unter dem Einsatz von 1234 W sind, wie in den Laserprofilscans gezeigt wurde,
Verdrängungshöhen von ca. 1 mm oberhalb der Stahlblechoberfläche möglich. Dadurch wird
ein effektiverer Formschluss erzeugt, welcher neben höheren Maximalkräften ebenfalls zu
höheren Verlängerungen von bis zu 4 mm führt. Unter dem Einsatz einer Magnetfeldleistung
von 657 W schließt, wie in den Laserprofilscans (siehe Bild 4-35 und 4-36) gezeigt, die
Oberfläche der verdrängten Schmelze ungefähr mit der Stahlblechoberkante ab. Innerhalb
dieser Scherzugproben sind Verlängerungen von ca. 2 mm möglich. Im Vergleich dazu können
z.T. minimal höhere maximale Zugkräfte unter Anwendung einer 45° angeschrägten Kavität
erreicht werden. Die höchsten Zugkräfte liegen bei ca. 3000 N bei einer Magnetfeldleistung
von 1234 W. Aufgrund einer Anschrägung von 45° entsteht eine stärkere Verkeilung der
verdrängten Aluminiumschmelze und der Stahllage im Vergleich zu einer 30° angeschrägten
Kavität. Aus diesem Grund können neben höheren Verlängerungen ebenfalls höhere
maximale Zugkräfte erreicht werden. Die signifikant unterschiedlichen Kraft-Verlängerungs-
Kurven einer 45° angeschrägten Kavität lassen sich zum einen mit den bereits beschriebenen
veränderten Wärmeableitungsbedingungen, aufgrund der geringen Blechüberlappung von
35 mm und den damit resultierenden größeren Dimensionen der IMC und zum anderen durch
die Verjüngung des Querschnittes innerhalb der Kavität im Vergleich zu einer Anschrägung
von 30° begründen. Die z.T. auftretenden Abfälle der Zugkraft zu Beginn der Scherzugprüfung
entstehen durch das spröde Versagen der stoffschlüssigen Verbindung durch die
intermetallische Reaktionsschicht. Beim Erreichen der Maximalkraft hat sich einseitig der
Stoffschluss vollständig gelöst und das Stahlblech hat sich lokal im Bereich der Kavität um ca.
25 % – 30 % gedehnt. Dies ist in den Beispielaufnahmen der optischen Dehnungsmessung
mittels ARAMIS im Bild 4-41 dargestellt. Überwiegend versagte der Formschluss bei einer
Verlängerung von 2 mm bzw. 4 mm, wenn sich das Stahlblech aus der Verkeilung löste.
Teilweise mussten Scherzugversuche abgebrochen werden, da der Formschluss z.T. einseitig
bestehen blieb und bis auf mehrere mm (>> 4 mm) verlängert werden konnte.
Ergebnisse und Diskussion
89
Bild 4-39: Ergebnisse der Scherzugprüfungen der Linienverbindungen für 657 W – 1234 W, einer 30°
angeschrägten Kavität
Bild 4-40: Ergebnisse der Scherzugprüfungen der Linienverbindungen für 657 W – 1234 W, einer 45°
angeschrägten Kavität
Bild 4-41: Beispielaufnahmen der lokalen Dehnungsmessung mittels ARAMIS der Scherzugprüfungen
(Sicht auf die Stahlblechoberseite) der Linienverbindungen für 1234 W, einer 30° sowie 45°
angeschrägten Kavität
Eine exemplarische Bilderserie eines Scherzugversuches ist im Bild 4-42 dargestellt.
Überwiegend versagten die Scherzugproben auf ähnliche Weise. Zuerst löste sich teilweise
spontan der Materialschluss aufgrund der spröden Eigenschaften der gebildeten IMC. Bis zum
Ergebnisse und Diskussion
90
Erreichen der maximalen Zugkraft verlängerte sich lokal das Stahlblech im Bereich der Kavität
und löste sich einseitig vollständig von der verdrängten Aluminiumschmelze. Anschließend
weitete sich die Kavität aufgrund der steigenden Verlängerung der Stahllage bis zum Verlust
des Formschlusses, da sich die Stahllage nach oben biegt. In seltenen Fällen scherte sich die
verdrängte Aluminiumschmelze im Bereich der Kavität ab oder die Stege des Stahlblechs
versagten jeweils direkt neben der Kavität. Dies führte zu Kraft-Verlängerungs-Kurven von
geringeren Maximalzugkräften und Verlängerungen < 2 mm.
Bild 4-42: Bilderserie einer Scherzugprüfungen einer Linienverbindungen für 657 W und einer 30°
angeschrägten Kavität
Die Bruchflächen der Scherzugproben wurden mit Hilfe der Rasterelektronenmikroskopie
untersucht. Alle Scherzugproben zeigen vergleichbare Merkmale. Im Bereich der Innenkante
der Kavität (siehe Bild 4-43) sind charakteristische Sprödbruchflächen zu beobachten, wobei
zum Teil Überreste der intermetallischen Reaktionsschicht vorzufinden sind. Mit Hilfe von
EDX-Messungen konnte den identifizierten IMC entsprechend ähnliche chemische
Zusammensetzungen nachgewiesen werden. Im unteren Bereich der Kavität zum Übergang
der verdrängten Aluminiumschmelze treten bei allen Scherzugproben sogenannte
Mischbrüche auf. Dabei zeigt sich in den REM-Aufnahmen deutlich der Sprödanteil aufgrund
der nadelförmigen IMC-Phasen sowie der Duktilanteil mit einer typischen Wabenstruktur
(siehe Bild 4-44). In der Arbeit von MENG ET AL. [MEN21] wurden beim Laser-Lichtbogen-
Hybridschweißen mit oszillierendem Laserstrahl zur Herstellung einer Stahl/Aluminium-
Mischverbindung ebenfalls Spröd- sowie Mischbrüche an der intermetallischen Phasenschicht
beobachtet [MEN21]. Auch die Autoren YU ET AL. [YU21] und YUAN ET AL. [YUA19] stellten ein
sprödes sowie duktiles Versagen auf der Stahlseite beim Laserstrahlschweißlöten einer
Stahl/Aluminium-Mischverbindung fest [YU21, YUA19].
Ergebnisse und Diskussion
91
Bild 4-43: Exemplarische REM-Aufnahmen der Bruchflächen einer Scherzugprobe für 1234 W, einer
30° sowie 45° angeschrägten Kavität
Bild 4-44: Exemplarische REM-Aufnahmen der Bruchflächen einer Scherzugprobe für 1234 W, einer
45° angeschrägten Kavität
Insgesamt ordnen sich die in der vorliegenden Arbeit ermittelten Festigkeitswerte sowie
maximal erreichbaren Zugkräfte für die präsentierte neue Fügetechnik mit einer geprüften
Verbindungslänge von 40 mm in den bereits publizierten Festigkeitswerten und maximalen
Zugkräften einer direkt laserstrahlgeschweißten sowie laserstrahlschweißgelöteten
Stahl/Aluminium-Überlappverbindung mit und ohne Zusatzwerkstoff ein. Die
Gegenüberstellung der Literaturwerte mit den ermittelten Werten der vorliegenden Arbeit ist
im Bild 4-45 dargestellt. Hierbei ist zu erwähnen, dass die geprüften Fügeverbindungen der
Literatur höchstens Verbindungslängen von 20 mm aufweisen. Es zeigt sich deutlich, dass die
neue vorgestellte Fügetechnik z.T. höhere maximale Zugkräfte hervorbringt als im Vergleich
zu Überlappverbindungen einer Stahl/Aluminium-Mischverbindung beim direkten
Laserstrahlschweißen sowie beim Laserschweißlöten mit und ohne Zusatzwerkstoff. Trotz der
gebildeten sehr spröden aluminiumreichen IMC-Phasen konnten mit Hilfe des Formschlusses
vergleichbare maximale Zugkräfte erzielt werden. Im Gegensatz dazu zeigt sich, dass die in
der Arbeit ermittelten Festigkeitswerte bei einer Belastungsfläche von 56,4 mm² bzw. 80 mm²
Ergebnisse und Diskussion
92
unterhalb der Festigkeitswerte der Literatur bei einer maximalen Belastungsfläche von 40 mm²
liegen. Die Festigkeitswerte bzw. Werte der maximal erreichten Zugkräfte der Literatur lassen
sich nur schwer mit den Festigkeitswerten und maximalen Zugkräften der vorliegenden Arbeit
vergleichen, da z.T. keine Angaben der Autoren zur Belastungsfläche für die
Festigkeitsbestimmung sowie zur Verbindungslänge der geprüften Proben vorhanden sind.
Zudem wurden in den Literaturwerten neben verschiedenen Materialpaarungen, Blechdicken,
Fügegeometrien als auch der Einsatz von Zusatzwerkstoffen, ebenso z.T. abweichende
Zugprüfgeschwindigkeiten im Vergleich zur vorliegenden Arbeit verwendet. Somit ist eine
direkte Vergleichbarkeit in diesem Fall nicht gegeben.
Bild 4-45: Übersicht der Festigkeitswerte sowie maximal erreichbaren Zugkräfte beim direkten
Laserstrahlschweißen und Schweißlöten von Stahl und Aluminiumlegierung aus der Literatur
entnommen, Quellenverweise sind im Bild enthalten sowie die ermittelten Werte der
vorliegenden Arbeit
Zusammenfassung
93
5 Zusammenfassung
Die vorliegende Dissertation präsentiert eine neue patentierte thermische Fügetechnik zur
Herstellung artungleicher Überlappverbindungen. Diese neue Fügemethode kombiniert eine
Schmelzbaderzeugung mittels Laserstrahl und eine elektromagnetische
Schmelzbadverdrängung durch Lorentzkräfte. Dabei wird nur ein Fügepartner
aufgeschmolzen und gezielt in die Kavität des zweiten Fügepartner verdrängt, wo er zu einer
form- sowie stoffschlüssigen Fügeverbindung erstarrt. Somit soll die Bildung unerwünschter
intermetallischer Phasen kontrolliert werden. Dieser neue Fügeansatz arbeitet kontaktlos und
benötigt weder Fügehilfselemente noch Flussmittel sowie Zusatzwerkstoffe. Darüber hinaus
können mit Hilfe dieser Fügetechnik prinzipiell sowohl punktförmige als auch linienförmige
Fügeverbindungen hergestellt werden.
In der vorliegenden Arbeit wurde der neue Ansatz zum thermischen Fügen artungleicher
Werkstoffe für eine Materialkombination aus DC01-Stahl (1.0330) und einer AlMg3
Aluminiumlegierung (EN AW 5754) untersucht. Dabei kamen Blechdicken von ≤ 3 mm zum
Einsatz. Zunächst wurde zur Vereinfachung und zur Gewinnung eines grundlegenden
Verständnisses der einzelnen Prozessschritte der Fügeprozess zur Erzeugung punktförmiger
Überlappverbindungen untersucht. Für die experimentelle Untersuchung der
Punktverbindungen wurden zusätzlich unterstützend numerischen Analysen durchgeführt.
Diese dienten zur Eingrenzung der nötigen Prozessparameter wie der Lasereinstrahldauer
und der optimalen Magnetfeldleistung. Auf Basis der Ergebnisse der punktförmigen
Verbindungen wurde der Fügeprozess zur Herstellung linienförmiger Verbindungen optimiert.
Die zwei Verbindungstypen wurden mikrostrukturell analysiert und anhand von
Mikrohärtemessungen sowie Scherzugprüfungen mechanisch getestet.
Die vorliegende Arbeit zeigt, dass die vorgestellte neue patentierte Fügetechnik prinzipiell
funktioniert. Für die Herstellung der Punktverbindungen wird der Verdrängungsprozess
signifikant von der Stabilität der Dampfkapillare beeinflusst. Aufgrund der regelmäßigen
Kollabierung und somit der Neuöffnung der Dampfkapillare wirkt ein Teil des Ablationsdruckes
der Lorentzkraft entgegen und verursacht eine unvollständige Füllung der Kavität. Außerdem
herrschen im Bereich der Dampfkapillare hohe Temperaturen, welche zu einer Ausbildung
einer intermetallischen Reaktionsschicht von insgesamt mehr als 10 µm führen. Die spröden
Eigenschaften dieser intermetallischen Phasen verursachen eine leichte Rissbildung über den
gesamten Verbindungsquerschnitt hinweg während des Abkühlprozesses der verdrängten
Aluminiumschmelze. Somit konnten keine belastbaren Punktverbindungen erzeugt werden.
Mit Hilfe der numerischen Analysen konnte eine Lasereinstrahldauer von weniger als 200 ms
und eine optimale Magnetfeldleistung von 657 W – 1983 W zur Herstellung von
Punktverbindungen eingegrenzt werden. Die numerischen Ergebnisse wurden anhand
experimenteller Untersuchungen validiert. Trotz der getroffenen Vereinfachungen des
numerischen Modells stimmen die numerischen und experimentellen Ergebnisse gut überein
und sind für den Zweck der vorliegenden Arbeit ausreichend. Insgesamt präsentierte sich der
Fügeprozess für punktförmige Verbindungen instabil und nicht einheitlich reproduzierbar.
Die Herstellung linienförmiger Verbindungen wurde rein experimentell und auf Basis der
Erkenntnisse der Punktverbindungen durchgeführt. Zur Reduzierung des limitierenden
Einflusses der instabilen Dampfkapillare wurden der Verdrängungsprozess und die
Dampfkapillare lokal voneinander entkoppelt. Dafür wurde das Magnetsystem direkt hinter
dem Laserstrahl positioniert. Durch diese Maßnahme konnte der Fügeprozess zur Herstellung
Zusammenfassung
94
linienförmiger Verbindungen erfolgreich optimiert werden. Es sind zur vollständigen Füllung
der Kavität geringere Magnetfeldleistungen im Vergleich zu den Punktverbindungen nötig und
es sind Verdrängungshöhen bis über die Stahlblechoberfläche möglich. Aufgrund der
Entkopplung reduziert sich ebenfalls die erreichte Maximaltemperatur der Stahllage, wodurch
insgesamt geringere Dimensionen der intermetallischen Phasen im Vergleich zu den
Punktverbindungen resultieren. Es konnten belastbare Linienverbindungen hergestellt
werden. Insgesamt präsentiert sich der Fügeprozess zur Herstellung von Linienverbindungen
deutlich stabiler sowie reproduzierbar, zeigt sich jedoch abhängig von den
Blechüberlappungen und den damit verbundenen jeweiligen Wärmeableitungsbedingungen
empfindlich hinsichtlich der Ausbildung der Dimensionen der intermetallischen Phasen.
Die vorliegende Arbeit leistet einen Beitrag zum Stand der aktuellen Forschung zum
thermischen Fügen artungleicher Werkstoffe und stellt eine gute Grundlage für die weitere
Entwicklung der präsentierten neuartigen Fügetechnik dar. Zur Herstellung punktförmiger
Verbindungen ist das Fügeverfahren unter der in dieser Arbeit geprüften Konstellation nicht
einsetzbar aufgrund von signifikanten Prozessinstabilitäten und einer unzureichenden
Reproduzierbarkeit. Zur Herstellung von serientauglichen Linienverbindungen ist durch die
lokale Entkopplung der Dampfkapillare und des Verdrängungsprozesses der neue Fügeansatz
potenziell geeignet. Der Fügeprozess für Linienverbindungen ist stabil und reproduzierbar.
Jedoch sind die Einhaltung gleichbleibender Wärmeableitungsbedingungen sowie die
Nutzung geometrieangepasster Prozessparameter zu beachten. Die vorgestellte neue
Fügetechnik zeigt tendenziell zur Herstellung von Linienverbindungen ein Potenzial zur
Erzeugung höherer maximaler Zugkräfte trotz der Bildung ausgeprägter aluminiumreicher
IMC-Phasen durch einen zusätzlichen Formschluss.
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Anhang
109
7 Anhang
Linienförmige Verbindungen
Tabelle A-1: Übersicht der Literaturwerte zum Laserstrahlschweißen und Laserstrahlschweißlöten
von Stahl und Aluminiumlegierung
Laserstrahlschweißlötung
An-
ordnung
Materialpaarung
und Blechdicken
Zusatzwerk-
stoff
Dicke der
IMC
Typ IMC
Zugkraft/
Zugfestig-
keit
Quelle
Über-
lappnaht
1 mm 6061 + 1 mm
verzinkter DP590
AlSi10
16,3 µm
Fe(Al,Si)3
FeAl8Si
Fe(Al,Si)5
Fe(Al,Si)
1600 N
[HU21]
1,5 mm AA6061 +
1,9 mm 22MnB5
ZnAl15
< 10 µm
FeZn10
2793 N
[HUA21]
1 mm A5052 + 1 mm
SPCC-GA
AlSi + Ti
< 20 µm
FeAl3
185 N mm-1
(= 925 N)
[OGU20]
1,5 mm 6016 +
1,5 mm beschichteter
22MnB5
AlSi3Mn
2 µm – 7 µm
Fe4Al13
Al8Fe2Si
2800 N
[WIN14]
1,5 mm 5754 + 1 mm
verzinkter DP980
Zn22Al
20 µm –
45 µm
FeZn10
Fe2Al5-xZnx
1200 N
[YAN18a]
1 mm 6061 T6 +
1 mm verzinkter
DP590
ZnAl15
15,8 µm
FeZn
Al5Fe2Zn0,4
2260 N
[YAN21]
2 mm 6061 + 2 mm
verzinkter Stahl
AlSi5
8 µm –
12 µm
Fe3(Al,Si)0,5
Fe3(Al,Si)0,7
Fe2Al5Zn0,4
70,4 MPa
[ZHA21]
1 mm AW6016 +
1 mm DC01
-
< 10 µm
k.A.
5860 N
[LIE18]
1 mm 6016 + 1,2 mm
verzinkter/
unverzinkter DC04
-
2 µm –
25 µm
Fe2Al5
230 MPa
(20 mm)
[PEY07]
1 mm Al99,5 +
0,75 mm DC01
-
< 16 µm
Fe2Al5
Fe4Al13
70 MPa
(5 mm)
[SZC12]
1 mm 6061 T6 +
1 mm verzinkter
DP590
-
20 µm
Fe4Al13
Fe2Al5
1700 N
[WAN17]
1 mm AA7075 +
1,2 mm verzinkter
DP590
-
< 11 µm
FeAl3
Fe2Al5
123,7 MPa
(10 mm)
[YUA19]
Anhang
110
Stoßnaht
2 mm AA6061 T6 +
2 mm AISI 304
ER4043
< 5 µm
Fe2Al5
130 MPa
(15 mm)
[GAO21]
2 mm 6061 T6 +
2 mm DP590
AlSi12
1 µm –
10 µm
k.A.
137 MPa
[LI18]
2 mm 6061 T6 +
2 mm DP590
AlSi12
5,2 µm
Fe(Al,Si)3
Fe1,8Al7,2Si
140 MPa
[LI18a]
2,5 mm AA6013 +
2,5 mm Q235
ER4043
2 µm
FeAl3
Fe2Al5
120 MPa
(A=40 mm²
bzw. 8 mm)
[SUN15]
2,5 mm AA6061 +
2,5 mm Q235
ER4043
< 10 µm
FeAl3
Fe2Al5
174 MPa
(A=40 -
20 mm² bzw.
8 mm)
[SUN16]
1,5 mm 6061 T6 +
1,2 mm verzinkter
DP590
ZnAl22
8,4 µm –
13,2 µm
FeZn10
Al5Fe2Zn0,4
274 MPa
(A=15 mm²
bzw. 10 mm)
[TAN18]
1,6 mm 6061 T6 +
1,5 mm S235 JR
AlSi5 + AlSi12
3 ± 1 µm
Fe4Al13
Fe2Al5
Fe4Al17,5Si1,5
169 MPa
(12,5 mm)
[WAL20]
1,2 mm DP590 +
1,5 mm 6061 T6
AlSi5
3,8 µm –
7,5 µm
Fe2(Al,Si)5
Fe(Al,Si)3
210 MPa
[XIA18]
2 mm AA6061 T6 +
2 mm DP590
AlSi12
1,8 µm –
2,7 µm
Fe1,8Al7,2Si
193 MPa
(8 mm)
[XIA20]
2 mm 6061 T6 +
2 mm 304 Stahl
AlSi5 + AlMgSi
Folie
< 5 µm
Fe4Al13
Fe2Al8Si
180 MPa
(A=24 mm²
bzw. 12 mm)
[XUE18]
2 mm 5052 + 2 mm
Q235
Sn30Zn
8,2 µm
Fe2Al5
FeZn10
78 MPa
(15 mm)
[YU21]
1 mm 5251 + 1 mm
TG1
AlSi12
4 µm
FeAl3Si
Fe0,905Si0,0905
128,3 MPa
[ZHA16a]
Direktes Laserstrahlschweißen
An-
ordnung
Materialpaarung
und Blechdicken
Zusatzwerk-
stoff
Dicke der
IMC
Typ IMC
Zugkraft/
Zugfestig-
keit
Quelle
Überlapp
naht
1 mm 5754 + 1 mm
verzinkter DX54
-
-
Fe2Al5
FeAl2
Fe3Al
2000 N
[CHE11]
1,5 mm 6061 +
1,5 mm Q235
-
8 µm –
24 µm
Fe4Al13
Fe2Al5
FeAl2
116 N mm-1
(= 1624 N)
[CUI18]
1 mm 6082
T6 + 0,8 mm
verzinkter DP600
-
5 µm –
80 µm
FeAl3
Fe2Al5
109 N mm-1
(= 654 N)
[YUC19]
Anhang
111
Numerische Versuchsdurchführung
Bild A-1: Normalisierte thermophysikalische Eigenschaften von reinem Aluminium nach [MIL02]
Tabelle A-2: Temperaturabhängige Materialeigenschaften von reinem Aluminium [MIL02] bei
Schmelztemperatur
Materialeigenschaften
Symbol
Aluminium
Einheit
dynamische Viskosität
η
1,1 × 10–3
Pa s
Oberflächenspannung
Υ
0,871
N m–1
Anhang
112
Bild A-2: Ergebnisse der Kaustikmessung bei Fokuslage 0 mm
Anhang
113
Mikrohärtemessung
Anhang A-A: Zeugnis der Härtevergleichsplatte
Anhang
114
Anhang A-B: Ergebnisse der Kalibrierungsmessungen
Anhang
115
Anhang
116
Anhang
117
Anhang
118
Anhang
119
Anhang
120
Anhang
121
Anhang
122
Anhang
123
Anhang
124
Anhang
125
Anhang
126
3D Modell Lorentzkraftverteilung im Aluminiumschmelzbad
Bild A-3: Abweichung der Lorentzkraft in X- und Y-Richtung bis zu einer Breite von 0,8 mm
Anhang
127
Bild A-4: Berechnete Lorentzkraftverteilung für 3750 Hz, 71 W – 1234 W in X- und Y-Richtung,
gemittelt über Radius R für das 2D Modell und in Z-Richtung
Bild A-5: Validierung Magnetfeld mittels Hall-Sensormessungen für 3750 Hz, 71 W – 1983 W
Anhang
128
Bild A-6: Berechnete Lorentzkraftverteilung für 4850 Hz, 73 W – 1960 W in X- und Y-Richtung,
gemittelt über Radius R für das 2D Modell und in Z-Richtung
Anhang
129
Bild A-7: Validierung Magnetfeld mittels Hall-Sensormessungen für 4850 Hz, 74 W – 1960 W
2D Modell Schmelzbadverdrängungsprozess
Bild A-8: Ergebnisse des 2D Modells zur Berechnung des zeitlichen Verlaufs der
Schmelzbadverdrängung sowie der Temperaturverteilung der Fügepartner für 4850 Hz,
0 W – 1960 W
Anhang
130
Bild A-9: Ergebnisse des 2D Modells der absoluten Druckkraft im Aluminiumschmelzbad über die
Höhe für 0 W – 1960 W, 4850 Hz, 200 ms, 667 W weicht vom üblichen Kraftverlauf ab
Anhang
131
Experimentelle Ergebnisse
Fügen durch elektromagnetische Schmelzbadverdrängung
Punktverbindungen
Bild A-10: Flächenanteilig berechneter Schmelzbadverlust der Querschliff der experimentell
erzeugten Punktverbindungen für 0 W – 1983 W, 200 ms sowie einer verkürzten
Lasereinstrahldauer, die Streubalken liegen zum Teil in den Symbolen
Bild A-11: Exemplarischer Querschliff eines sogenannten Lochdurchschusses für 1983 W, 200 ms
Anhang
132
Linienverbindungen
Bild A-12: Flächenanteilig berechneter Schmelzbadverlust der Querschliff der experimentell
erzeugten Linienverbindungen für 0 W – 1983 W, 3750 Hz mit gerader Kavität und
angeschrägter Kavität die Streubalken liegen zum Teil in den Symbolen
Bild A-13: Exemplarischer Querschliff der verdrängten Aluminiumschmelze (typische Gussstruktur)
Anhang
133
Charakterisierung der Fügeverbindungen
Punktverbindungen
Bild A-14: Elementen-Anteile der intermetallischen Phasen der Punktverbindungen für verschiedene
Lasereinstrahldauern gemessen mit EDX
Linienverbindungen
Bild A-15: Exemplarische REM-Aufnahme mit feinen Spalten im Aluminiumschmelzbad
Bild A-16: Elementen-Anteile der intermetallischen Phasen der der Linienverbindungen für
verschiedene Magnetfeldleistungen gemessen mit EDX
Anhang
134
Bild A-17: Exemplarische REM-Aufnahme eines Querschliffes einer Scherzugprobe
