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[en] (orig)
Spanbildung und Randzonenbeeinflussung beim Drehen
intermetallischer Titanaluminide
Von der Fakultät V - Verkehrs- und Maschinensysteme
der Technischen Universität Berlin
zur Erlangung des akademischen Grades eines Doktor-Ingenieurs
-Dr.-Ing.-
genehmigte Dissertation
vorgelegt von
Stefan Herter
aus Bernau
Promotionsausschuss:
Vorsitzender: Professor Dr.-Ing Henning Jürgen Meyer
Erster Berichter: Professor Dr. h. c. Dr.-Ing. Eckart Uhlmann
Zweiter Berichter: Professor Dr.-Ing. Dirk Biermann
Tag der wissenschaftlichen Aussprache: 14. Juni 2010
Berlin 2010
D 83
Vorwort des Herausgebers
Intermetallische Titanaluminide eignen sich aufgrund ihrer hohen spezifischen Festigkeit
auch bei hohen Temperaturen hervorragend für Struktur- und Funktionsbauteile im
Hochtemperaturbereich. Den ausgezeichneten Anwendungseigenschaften steht jedoch die
erschwerte mechanische Bearbeitung gegenüber. Insbesondere die Zerspanung mit
geometrisch bestimmter Schneide nimmt in der Herstellungskette für Struktur- und
Funktionsbauteile eine Schlüsselposition ein. Die vorliegende Arbeit beschreibt, wie sich die
intermetallische Titanaluminidlegierung TNBV5 durch den Einsatz unbeschichteter runder
Wendeschneidplatten schädigungsminimiert und wirtschaftlich zerspanen lässt.
Anhand von Analogieversuchen werden die Mechanismen analysiert, die die Zerspanung
sprödharter intermetallischer Titanaluminide charakterisieren. Dabei wird der Einfluss der
Werkstücktemperatur und der Eingriffsgeometrie separat betrachtet. Die Spanbildung erfolgt
unterhalb der Spröd-Duktil-Übergangstemperatur stets diskontinuierlich. Als wesentlicher
Einflussparameter auf die Spanbildungsmechanismen wird zudem der sich infolge der
Eingriffsbedingungen einstellende Spannungszustand vor der Schneide identifiziert. Dabei
kommt dem hydrostatischen Spannungszustand eine besondere Bedeutung zu. Für die
Zerspanung intermetallischer Titanaluminide können daraus abgeleitet Werkzeug- und
Wirkgeometrien empfohlen werden, die einen ausreichenden hydrostatischen
Druckspannungszustand in der Spanbildungszone hervorrufen. Hierdurch lassen sich auch bei
geringer Werkstücktemperatur riss- und ausbruchsfreie Schnittflächen erzeugen. Anhand von
simulativen Modellrechnungen konnte die bezogene Spanungsdicke als Verhältnis aus
Spanungsdicke und Schneidkantenrundung als maßgebliche Einflussgröße identifiziert
werden. Der Autor leitet hieraus folgend ein Modell zur Berechnung der Schnittkraft ab.
Darüber hinaus wird in dieser Arbeit die Beeinflussung der Werkstückrandzone infolge der
spanenden Bearbeitung durch Drehen experimentell verifiziert. Gegenübergestellt werden
zudem Ergebnisse zum Zeitfestigkeitsverhalten, die anhand von Umlaufbiegeversuchen
ermittelt wurden. Aus tribologischen Untersuchungen abgeleitete Anwendungspotenziale
verschiedener Schneidstoffsysteme werden abschließend anhand von Zerspanversuchen in der
Kinematik des Außen-Längs-Runddrehens überprüft.
In der vorliegenden Arbeit konnte gezeigt werden, dass intermetallische Titanaluminide mit
geometrisch bestimmten Schneiden schädigungsminimiert zerspant werden können. Damit ist
ein wesentlicher Beitrag zur industriellen Akzeptanz dieser innovativen
Hochleistungswerkstoffe erbracht worden. Ableiten lassen sich zudem Hinweise für die
Optimierung der spanenden Bearbeitung anderer sprödharter Werkstoffe mit geometrisch
bestimmter Schneide.
Berlin, im Juli 2010 Eckart Uhlmann
Vorwort des Autors
Die vorliegende Arbeit entstand während meiner Tätigkeit als wissenschaftlicher Mitarbeiter
am Institut für Werkzeugmaschinen und Fabrikbetrieb (IWF) der Technischen Universität
Berlin.
Mein besonderer Dank gilt Herrn Professor Dr. h. c. Dr.-Ing. Eckart Uhlmann, dem
Fachgebietsleiter für Fertigungstechnik und Werkzeugmaschinen des IWF der Technischen
Universität Berlin, für die langjährige Unterstützung und Förderung. Herrn Professor Dr.-Ing.
Dirk Biermann, dem Leiter Institut für Spanende Fertigung der Technischen Universität
Dortmund, danke ich für die Übernahme des Korreferats und das dieser Arbeit
entgegengebrachte Interesse. Mein Dank gilt zudem Herrn Professor Dr.-Ing. Henning Jürgen
Meyer, vom Institut für Konstruktion, Mikro- und Medizintechnik der Technischen
Universität Berlin, für die Übernahme des Vorsitzes im Promotionsausschuss. Für ihre
Unterstützung bei den Untersuchungen zur Randzonenbeeinflussung und des
Zeitfestigkeitsverhaltens bedanke ich mich bei Herrn Professor Dr. rer. Nat. Walter Reimers
und Herrn Michael Huppmann vom Institut für Werkstoffwissenschaften und -technologien,
Fachgebiet Metallische Werkstoffe sowie Frau Professor Dr.-Ing. Claudia Fleck vom
Fachgebiet Werkstoffwissenschaften der Technischen Universität Berlin.
Die freundschaftliche Atmosphäre im Fachgebiet Fertigungstechnik des IWF hat wesentlich
zum Gelingen dieser Arbeit beigetragen. Dafür gilt mein Dank allen hier nicht namentlich
erwähnten Kollegen und Kolleginnen. Stellvertretend für alle Mitglieder der Gruppe
Zerspantechnik danke ich den Herren Sebastian Richarz, Martin Roeder und Robert
Gerstenberger für die interessanten und kreativen Diskussionen und die Unterstützung.
Außerordentlicher Dank gilt Herrn Ralph Zettier für die unzähligen fachlichen und
freundschaftlichen Gespräche die maßgeblich zur Entstehung dieser Arbeit beitrugen. Meinen
studentischen Mitarbeitern, Studien- und Diplomarbeitern den Herren Thorsten Drochner,
André Goller, Ersavas Güdül, Jens König, Tom Hoghé, Tu-Anh Ly, Morhaf Mahmoud,
Christian Werner danke ich für den stets engagierten und gewissenhaften Einsatz bei den
experimentellen Untersuchungen. Frau Marie Schallehn gilt mein Dank für die aufopfernde
Unterstützung bei der Präparation und mikroskopischen Analyse unzähliger Proben und die
vielen interessanten und spannenden Unterhaltungen. Herrn Sven-Eiko Dahm danke ich für
die fachliche aber auch freundschaftliche Unterstützung.
Meiner Familie danke ich für das entgegengebrachte Vertrauen und die langjährige
Unterstützung während meiner gesamten Ausbildung. Besonders dankbar bin ich meiner Frau
Christine und meinen beiden Söhnen Max und Bruno für ihre unablässige Geduld und das
Verständnis.
Biesenthal, im Juli 2010 Stefan Herter
INHALTSVERZEICHNIS I
Spanbildung und Randzonenbeeinflussung beim Drehen
intermetallischer Titanaluminide
Inhaltsverzeichnis...................................................................................................................... II
0 Kurzzeichen ....................................................................................................................IV
1 Einleitung..........................................................................................................................1
2 Stand der Technik .............................................................................................................3
2.1 Intermetallische Titanaluminide...............................................................................3
2.1.1 Werkstoffherstellung und Eigenschaften ........................................................3
2.1.2 Spanende Bearbeitung..................................................................................... 6
2.1.3 Einfluss der Bearbeitung auf die Randzoneneigenschaften..........................14
2.2 Modelle der Spanbildung .......................................................................................16
2.2.1 Kontinuierliche Spanbildung......................................................................... 16
2.2.2 Diskontinuierliche Spanbildung....................................................................19
2.2.3 Wirkmechanismen bei der Zerspanung sprödharter Werkstoffe................... 29
3 Zielstellung und Vorgehensweise...................................................................................33
4 Versuchsbedingungen und Messmethoden.....................................................................36
4.1 Werkstückwerkstoff ............................................................................................... 36
4.2 Schneidstoffe und Werkzeuge................................................................................ 38
4.3 Versuchseinrichtungen und -durchführung............................................................ 39
4.3.1 Tribologische Untersuchungen .....................................................................39
4.3.2 Quasistatische Zerspanversuche.................................................................... 41
4.3.3 Versuche zum Drehen...................................................................................44
4.3.4 Randzonen- und Bauteileigenschaften..........................................................47
5 Tribologische Untersuchungen.......................................................................................52
5.1 Kalottenschlifftest .................................................................................................. 52
5.2 Stift-Scheibe-Test...................................................................................................53
5.3 Diffusionstest .........................................................................................................60
5.4 Fazit........................................................................................................................ 61
6 Zerspanung intermetallischer Titanaluminide in Analogieversuchen ............................ 62
6.1 Quasistatischer Zerspanprozess..............................................................................62
6.1.1 Einfluss der Werkstücktemperatur auf die Spanbildung...............................62
6.1.2 Einfluss der Spanungsdicke auf die Prozesskenngrößen ..............................74
6.2 Einfluss der Stellparameter auf die Prozesskenngrößen beim Orthogonaldrehen.88
6.2.1 Schnittgeschwindigkeit .................................................................................88
6.2.2 Vorschub ..................................................................................................... 101
6.2.3 Spanwinkel..................................................................................................107
II INHALTSVERZEICHNIS
6.3 Beschreibung des Spanbildungsverhaltens mittels FEM.....................................111
6.3.1 FE-Systembeschreibung..............................................................................111
6.3.2 Einfluss der bezogenen Spanungsdicke ...................................................... 116
6.3.3 Einfluss der Reibung und des Materialverhaltens.......................................119
6.4 Fazit...................................................................................................................... 122
7 Plan- und Runddrehen...................................................................................................126
7.1 Einfluss der Prozessstellgrößen auf die Randzonenausbildung........................... 126
7.1.1 Schnittgeschwindigkeit ...............................................................................126
7.1.2 Vorschub ..................................................................................................... 133
7.1.3 Verschleißzustand ....................................................................................... 141
7.2 Zerspankraftkomponenten und Standverhalten....................................................144
7.3 Einfluss der Prozessstellgrößen auf das Zeitfestigkeitsverhalten ........................160
7.4 Fazit...................................................................................................................... 163
8 Zusammenfassung.........................................................................................................167
9 Literatur.........................................................................................................................172
0 KURZZEICHEN III
0 Kurzzeichen
Lateinische Kurzzeichen
ap mm Schnitttiefe
Apl % plastische Bruchdehnung
At.-% % prozentualer Anteil am Atomgewicht
D mm Einspanndurchmesser der Umlaufbiegeproben
Fc N Schnittkraft
Fcdyn N dynamischer Schnittkraftanteil
Fcstat N statischer Schnittkraftanteil
Ff N Vorschubkraft
FnΦ N Scherebenennormalkraft
Fp N Passivkraft
Fpdyn N dynamischer Passivkraftanteil
Fprüf N Prüfkraft
Fpstat N statischer Passivkraftanteil
Fr N resultierende Kraft
Frn N Reibnormalkraft
Ftr N Reibtangentialkraft
FtΦ N Tangentialkraft in der Scherebene
Fz N Zerspankraft
Fzstat N statischer Zerspankraftanteil
GS - Segmentierungsgrad
HV0,1 N/mm2 Vickershärte bei einer Prüfkraft von Fprüf = 1 N
HV’0,1 % auf die jeweilige Probengrundhärte bezogene Vickershärte bei einer
Prüfkraft von Fprüf = 1 N
KIc N/mm3/2 Spannungsintensitätsfaktor
L mm Länge der Umlaufbiegeproben
Mmax Nm maximales Drehmoment
N - Lastwechselanzahl
IV 0 KURZZEICHEN
Pmax kW maximale Antriebsleistung
Pmin µm minimale Periodenlänge
Pseg µm Periodenabstand der Segmentbildung
Ra µm arithmetischer Mittenrauwert
Re N/mm2 Streckgrenze
Rm MPa Zugfestigkeit
Rp0.2 N/mm2 0,2% Dehngrenze
Rz µm gemittelte Rautiefe
T °K Temperatur (bei den Simulationsrechnungen)
Ttrans °K Übergangstemperatur (bei den Simulationsrechnungen)
TS °K Schmelztemperatur (bei den Simulationsrechnungen)
TVB0,2 min Standzeit bei einer Verschleißmarkenbreite von VB = 0,2 mm
VB mm Verschleißmarkenbreite
VBmax mm maximale Verschleißmarkenbreite
VVB0,2 min Standvolumen bei einer Verschleißmarkenbreite von VB = 0,2 mm
Wt µm Verschleißtiefe
b
r - Burgersvektor
b mm Spanungsbreite
c kN/µm Federsteifheit
cp J/g·K Wärmekapazität
d mm Probendicke
d0 nm Netzebenenabstand des unverspannten Gitters
da mm Probenausgangsdurchmesser
db mm Belastungsdurchmesser der Umlaufbiegeproben
de mm Probenenddurchmesser
di mm Innendurchmesser
dk µm Korndurchmesser
dφψ nm richtungsabhängiger Netzebenenabstand
0 KURZZEICHEN V
f
mm Vorschub
f
e Hz Eigenfrequenz
f
seg kHz Segmentierungsfrequenz
f
z mm Zahnvorschub beim Fräsen
h mm Spanungsdicke
h’ - Spanungsdicke bezogen auf die Schneidkantenrundung
h0 mm Bezugsspanungsdicke
hch mm Spandicke
hchmax µm maximale Spandicke
hchmin mm minimale Spandicke
he µm Eindringtiefe
kc N/mm2 spezifische Schnittkraft
kc1.1 N/mm2 Hauptwert der spezifischen Schnittkraft
β
r.c
k1 N/mm2 modifizierter Hauptwert der spezifischen Schnittkraft
l mm Gesamtmessstrecke
lb mm Belastungslänge bei Umlaufbiegeversuch
lc mm Grenzwellenlänge
le mm Einzelmessstrecke
lf mm Vorschubweg
ls mm Schnittlänge bei den quasistatischen Zerspanexperimenten
lS µm Scherlänge
lt mm Taststrecke
m kg Masse
mc - Anstiegswert der spezifischen Schnittkraft
n min-1 Drehzahl
nKugel min-1 Kugeldrehzahl beim Kalottenschlifftest
nmax min-1 maximale Drehzahl
p
F MPa Flächenpressung
p
KSS bar Kühlschmiermitteldruck
VI 0 KURZZEICHEN
q - Mehrachsigkeit des Spannungszustandes (Verhältnis von kritischer
Schubspannung
τ
krit oder Vergleichsspannung
σ
v zur hydrostatischen
Normalspannung
σ
m)
r mm Radius
rβ µm Schneidkantenrundung
β
r µm Vergleichsschneidkantenrundung
rε µm Eckenradius
ta µm Analysetiefe
tc s Schnittzeit
te µm Eindringtiefe
tEH µm Einhärtetiefe
tIR s Integrationszeit bei Thermographie
tr s Reibzeit
ts s Strahlzeit
vc m/min Schnittgeschwindigkeit
vch m/min Spanablaufgeschwindigkeit
vr m/min Reibgeschwindigkeit
Griechische Kurzzeichen
α
2 - intermetallische Phase mit der stöchiometrischen Zusammensetzung
Ti3Al
α
o ° Freiwinkel, gemessen in der Orthogonalebene
α
s ° Strahlwinkel
β
o ° Keilwinkel, gemessen in der Orthogonalebene
γ - intermetallische Phase mit der stöchiometrischen Zusammensetzung
TiAl
γ
o ° Spanwinkel, gemessen in der Orthogonalebene
ε
- Emissionskoeffizient
ε
% Dehnung
ε
& s
-1 Dehngeschwindigkeit
ε
f - plastische Versagensdehnung
0 KURZZEICHEN VII
ε
r ° Eckenwinkel
ε
ϕψ - Gitterdehnung
ϑ
°C Temperatur
ϑ
0 °C Ausgangstemperatur
ϑ
BDT °C Spröd-Duktil-Übergangstemperatur
ϑ
max °C Maximaltemperatur
ϑ
smax °C maximale Spanflächentemperatur
ϑ
ch °C Spantemperatur
ϑ
wks °C Werkstücktemperatur
κ
r ° Einstellwinkel
λ
W/(m·K) Wärmeleitfähigkeit
λ
h - Spandickenstauchung
λ
s ° Neigungswinkel
µ
- Reibungskoeffizient
ρ
° Reibwinkel zwischen Schnitt- und Passivkraft beim
Orthogonalspanen,
Aufstauwinkel der freien Oberfläche bei Segmentspanbildung
σ
AD N/mm2 Dauerfestigkeitsamplitude
σ
B N/mm2 Biegemoment
σ
d N/mm2 Druckspannung
σ
f N/mm2 Fließspannung
σ
m
N/mm2 hydrostatische Normalspannung
σ
r N/mm2 radiale Eigenspannung bei plangedrehten Proben in
Vorschubrichtung
σ
t N/mm2 tangentiale Eigenspannung bei plangedrehten Proben in
Schnittrichtung
σ
v
N/mm2 Vergleichsspannung
τ
krit N/mm2 kritische Schubspannung
τ
max N/mm2 maximale Schubspannung
ϕ
- Umformgrad
VIII 0 KURZZEICHEN
Φ
° Scherwinkel
χ ° Verformungswinkel (ebene Scherung)
ψ
° Neigungswinkel bei der röntgenographischen Spannungsanalyse,
Anstiegswinkel der Fließgrenze in Abhängigkeit vom
Spannungszustand
ω
° Azimutwinkel bei der röntgenographischen Spannungsanalyse
Abkürzungen
BSE back scattered electron
CD continuous dressing
CVD chemical vapour deposition
DFG Deutsche Forschungsgemeinschaft
DMS Dehnungsmessstreifen
EDX energiedispersive Elementanalyse
HIP heißisostatisches Pressen
hkl Kristallgitterebene
KSS Kühlschmierstoff
PCBN polykristallines kubisches Bornitrid
PKD polykristalliner Diamant
PVD physical vapour deposition
REM Rasterelektronenmikroskop
SHPB Split-Hopkinson pressure bar
TNBV5 intermetallische TiAl-Legierung der Zusammensetzung
Ti-45Al-5Nb-0,2C-0,2B (At.-%)
VAR vacuum arc remelting
γ-MET intermetallische TiAl-Legierung der Zusammensetzung
Ti-46,8Al-1Mo-0,2Si (At.-%)
1 EINLEITUNG 1
1 Einleitung
Eine deutliche Steigerung des Wirkungsgrads energie- und verfahrenstechnischer Anlagen
lässt sich unter anderem durch Innovationen auf dem Gebiet der Hochtemperaturtechnologie
erreichen. Der Fokus der Entwicklungsarbeiten liegt dabei derzeit auf der Erhöhung der
Prozesstemperatur einerseits und der Reduzierung der Trägheitskräfte andererseits. Das
Potential der Nickel-Basissuperlegierungen ist hierbei nahezu ausgeschöpft [Sch04]. Den zu
erfüllenden Anforderungen hinsichtlich Gewicht, Korrosionsbeständigkeit und
Hochtemperaturfestigkeit genügen intermetallische Titanaluminide in weiten Bereichen
[App02, Sch04]. Dies liegt in der streng geordneten kristallographischen Struktur, dem hohen
Anteil kovalenter Bindungen und der Morphologie dieser intermetallischen Phasen begründet
[App02, Kni00, Sma94]. Die intermetallischen Titanaluminide besitzen darüber hinaus eine
deutlich gesteigerte spezifische Festigkeit und erlauben somit höhere Betriebstemperaturen.
Anwendungen sind Auslassventile, Pleuel, Kolbenbolzen aus TiAl die im Formel-1-
Rennsport eingesetzt und in ersten seriennahen Tests erfolgreich erprobt wurden. Mitsubishi
bietet auf dem Japanischen Markt Fahrzeuge an, die Turbolader aus TiAl enthalten. Darüber
hinaus werden Turbinenschaufeln aus TiAl für Statoren in Flugturbinen erprobt. Auch für
stationäre Gasturbinen hält die Werkstoffklasse der Aluminide ein hohes
Anwendungspotenzial bereit [Ber08, Bie08, Pau06, Rot06, Sch04, Sun07, Wag07, Wei06].
Dies lässt sich mit der hohen spezifischen Festigkeit begründen.
Als potentieller Hochtemperaturwerkstoff wurde die intermetallische Phase γ-TiAl des
Zweistoffsystems Titan-Aluminium bereits zu Beginn der 70er Jahre erkannt. Die in der
Zwischenzeit verfügbaren Legierungen wurden durch die Verbesserung der Herstellverfahren
und das Zulegieren ternärer Elemente hinsichtlich ihrer Eigenschaften optimiert. Legierungen
mit einem Niob-Anteil von 3 At.-% bis 10 At.-% werden als Titanaluminide der dritten
Generation bezeichnet und zeichnen sich insbesondere durch hohe Festigkeit und
Kriechbeständigkeit aus [App00, App02, App03, Kum02]. Die hervorragenden
Anwendungseigenschaften sind jedoch gleichzeitig ursächlich für die erschwerte mechanische
Bearbeitung. Insbesondere bei der Zerspanung mit geometrisch bestimmter Schneide, wie
dem Drehen im kontinuierlichen Schnitt, begrenzen die Werkstoffeigenschaften wie die
geringe Wärmeleitfähigkeit und die hohe Warmfestigkeit die einsetzbaren kinematischen
Prozessparameter. Die geringe Bruchzähigkeit bei geringen Temperaturen kann zudem zu
Rissbildung und Ausbrüchen in der erzeugten Schnittfläche führen [Klo06, Uhl06].
Die Verfahren der Zerspanung mit geometrisch bestimmter Schneide stellen hinsichtlich einer
breiten industriellen Akzeptanz der Werkstoffgruppe der intermetallischen Titanaluminide
eine Schlüsselposition dar. Der Markt wird keine oder entsprechend der zu erwartenden
Leistungserhöhung nur geringe Kostensteigerungen für Komponenten aus diesen
Hochleistungswerkstoffen dulden. Daher stehen die wirtschaftliche Auswahl von Werkstoffen
2 1 EINLEITUNG
und Fertigungsprozessen gleichberechtigt neben den Vorteilen der Reibungsminderung und
Gewichtsreduzierung. So wird deutlich, dass für jeden, auf die spezifische Anwendung
maßgeschneiderten Werkstoff eine gleichermaßen angepasste Fertigungstechnologie
bereitgestellt werden muss.
Zur Bereitstellung applikationsangepasster Bearbeitungsstrategien ist jedoch die Kenntnis der
Faktoren notwendig, die entscheidend auf das Prozessergebnis einwirken. Hinsichtlich der
intermetallischen Titanaluminide sind eine Vielzahl an Arbeiten vorgestellt worden, die die
Eigenschaften aus dem Blickwinkel der Materialphysik beschreiben [Lüt03, Nim07, Pet02a].
Die bisher vorgestellten Untersuchungen und Modelle zur Spanbildung insbesondere bei
sprödharten Werkstoffen beziehen sich darüber hinaus bisher nahezu ausschließlich auf
metallische Werkstoffe. Im Fokus der wissenschaftlichen Forschung standen bei den
hochwarmfesten Werkstoffen neben den bereits genannten Nickel-Basissuperlegierungen vor
allem warmfeste Stähle und metallische Titan-Basislegierungen [Bäk03, Clo05a, Clo05b,
Clo07, Gen02, Kom81a, Kom81b, Kom82a, Kom82b, Kre73, Klo99, Rös05, Sha93, Sha97,
Tön00a, Tön05, Vya99]. Im Rahmen der vorliegenden Arbeit werden daher Kenntnisse
hinsichtlich der Übertragbarkeit der auf den Erkenntnissen bei der Zerspanung metallischer
Werkstoffe basierenden Modellen zum Ablauf der Spanbildung bei der Bearbeitung
intermetallischer Titanaluminide zur Verfügung gestellt.
2 STAND DER TECHNIK 3
2 Stand der Technik
2.1 Intermetallische Titanaluminide
2.1.1 Werkstoffherstellung und Eigenschaften
Intermetallische Titanaluminide sind durch ihre geringe Dichte, die hohe Zugfestigkeit über
einen weiten Temperaturbereich und den guten Korrosionswiderstand prädestiniert für
Strukturbauteile in modernen Motoren und Turbinen. Insbesondere für Ventile in
Verbrennungsmotoren und für Laufschaufeln in Niederdruckturbinen und Verdichtern sind
Titanaluminide heute an der Schwelle zur breiten Anwendung. Lauf- und Leitschaufeln für
Axialverdichter und Niederdruckturbinen sind für Strömungsmaschinen in der Entwicklung.
Für Strukturbauteile in der Luft- und Raumfahrt, wie z. B. thermisch beanspruchte
Auskleidungen und Honeycombs an Triebwerken, werden Bleche und Folien aus
intermetallischen Titanaluminiden hergestellt. Durch den außergewöhnlich hohen
spezifischen Elastizitätsmodul und der hohen spezifischen Festigkeit im stranggepressten
Zustand kommen intermetallische Titanaluminide auch für Anwendungen bei niedrigeren
Temperaturen in Betracht, wie z. B. für Rotoren in Zentrifugen [Cho99, Kni99, Nod98,
Kni05]. Im Folgenden werden die historische Entwicklung und die Eigenschaften
intermetallischer Titanaluminide als Hochleistungswerkstoffe vorgestellt. Danach wird ein
Überblick über den Stand der Erkenntnisse zur mechanischen Bearbeitung intermetallischer
Titanaluminide gegeben.
Intermetalle sind Verbindungen aus metallischen Elementen, deren kristalline Struktur von
den konstituierenden Metallen abweichen [Sau95]. Sie werden gebildet wenn die
Bindungskräfte zwischen gleichartigen Atomen (Ti-Ti, Al-Al) höher sind als bei
ungleichartigen Paarungen (Ti-Al) und weisen hierdurch eine geordnete Überstruktur auf. Die
Anteile kovalenter Bindungen und die sich daraus ableitende strukturelle Ordnung sind
ursächlich für die herausragenden Eigenschaften intermetallischer Werkstoffe und deren
Einordnung zwischen Metallen und Keramiken. Wegen der geringen Dichte sind hierbei die
intermetallischen Titanaluminide (TiAl) von besonderem Interesse [Aus95, Dim95, Kim94,
Sau95]. Das Potential der intermetallische Phase γ-TiAl des Zweistoffsystems Titan-
Aluminium als Hochtemperaturwerkstoff wurde bereits Anfang der 70er Jahre des 20. Jh.
erkannt. Die industrielle Anwendung dieser einphasigen Legierungen wurde jedoch durch die
zu geringe Duktilität bei Raumtemperatur und die schwierige Verarbeitbarkeit verhindert. Als
Ergebnis intensiver Forschungsarbeiten konnten seit Mitte der 80er Jahre duktilere
zweiphasige TiAl-Basislegierungen mit deutlich verbesserten Eigenschaften bereitgestellt
werden. Diese bestehen aus den koexistierenden Phasen γ-TiAl und α2-Ti3Al. Die heutigen
Titanaluminidwerkstoffe befinden sich am Forschungsstand gemessen in der dritten
Generation [App02, Bür01, Dom94, Gor98, Man97a, Pet02b, Sau91, Sau95, Sha01a,
Sha01b]. Während die Steigerung der Sprödigkeit Ursache für die Entwicklung der
4 2 STAND DER TECHNIK
Legierungen der zweiten Generation war, konnten durch die Zugabe von Niob die Festigkeit
sowie die Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit gegenüber den Legierungen der ersten
und zweiten Generation deutlich gesteigert werden [App00, App02, App03, Kum02].
Neben der α- und der β- Phase gibt es im Ti-Al-Zweistoffsystem mehrere intermetallische
Phasen mit den stöchiometrischen Zusammensetzungen Ti3Al (α2), TiAl (γ), TiAl2 und TiAl3.
Im Mittelpunkt der bisherigen Entwicklungen stehen hierbei die beiden erstgenannten Phasen
α2 und γ. Geringe Volumenanteile der α2-(Ti3Al)-Phase in zweiphasigen Legierungen
bewirken eine signifikante Zunahme der Duktilität im Vergleich zu einphasigen γ-(TiAl)-
Legierungen. Die technologisch bedeutsamsten intermetallischen TiAl-Legierungen liegen
daher im Zweiphasengebiet α2 + γ, wobei der Al-Gehalt von ca. 45 At.-% bis 49 At.-%
variiert (vgl. Bild 2-1). Die γ-TiAl-Phase hat bei 1000 °C einen Löslichkeitsbereich von etwa
50 At.-% bis über 56 At.-% Aluminium und weist bis zur Schmelztemperatur (etwa 1450 °C)
eine geordnete L10-Überstruktur auf.
β
α
α + γ
α
2
+ γ
γ
S
α
2
36 40 44 48 At.-% 56
Aluminiumanteil
Temperatur
1000
1100
1200
1300
1400
°C
1600
b)
Ti
Al
a
a)
c
γ-TiAl α
2
-Ti
3
Al
β
α
α + γ
α
2
+ γ
γ
S
α
2
36 40 44 48 At.-% 56
Aluminiumanteil
Temperatur
1000
1100
1200
1300
1400
°C
1600
b)
Ti
Al
a
a)
c
a
a)
c
γ-TiAl α
2
-Ti
3
Al
Bild 2-1: Ausschnitt des binären Phasendiagramms Ti-Al im Konzentrationsbereich von 36 At.-% bis
56 At.-% Aluminium. Kristallstrukturen von γ-TiAl (a) und α2-Ti3Al (b) [Cle00, Die94, Kum96,
McC88, McC89, Mur87, Mur88, Rom97, Wes00]
Das tetragonal verzerrte Kristallgitter der γ-Phase (c/a ≈ 1,02) besteht bei vollständiger
Ordnung in [001]-Richtung alternierend aus reinen Ti- und Al-Atomlagen. Im geordneten Ti-
Al-Mischkristall ist für die chemische Diffusion der Gitteratome eine hohe
Aktivierungsenergie notwendig, was zu einer guten Kriechbeständigkeit führt. Die
ausgezeichnete Oxidationsbeständigkeit bis 700 °C und die niedrige Dichte beruhen auf dem
hohen Al-Gehalt, wobei die Duktilität von einphasigen γ-TiAl-Legierungen mit steigender Al-
Konzentration abnimmt. Aufgrund ihrer zu geringen Duktilität und Risszähigkeit bei
2 STAND DER TECHNIK 5
Temperaturen unterhalb 650 °C sind einphasige γ-TiAl-Legierungen als Strukturwerkstoff
ungeeignet [Cle00, Die94, Kum96, McC88, McC89, Mur87, Mur88, Rom97, Wes00].
Die titanreichere α2-Ti3Al-Phase weist eine geordnete Gitterstruktur vom Typ D019 auf. Diese
besteht aus vier ineinander geschachtelten hexagonalen Untergittern, von denen jeweils drei
mit Ti-Atomen und ein Teilgitter mit Al-Atomen besetzt sind. Das α2-Ti3Al-Gitter besitzt bei
Temperaturen unter 800 °C im Zugversuch keine makroskopisch nachweisbare Plastizität.
Die charakteristischen Mikrostrukturen intermetallischer Titanaluminide unterscheiden sich
hinsichtlich der Phasenmorphologie (fully lamellar, duplex oder near-gamma sowie globular
oder zellular), der Korngröße und des Volumenanteils der Phasen α2-Ti3Al und γ-TiAl.
Lamellare Gefüge weisen die im Vergleich der Mikrostruktur höchste Bruchzähigkeit, ein
geringeres Risswachstum bei Dauerbelastung und die beste Kriechbeständigkeit, aber eine
geringere Duktilität und Zugfestigkeit auf. Globulares Duplexgefüge besteht mit etwa
gleichen Volumenanteilen aus globularen γ-Körnern, α2-Partikeln sowie lamellaren (α2 + γ)
Körnern. Es stellt das feinkörnigste Gefüge dar und bietet eine gute Raumtemperaturduktilität
[Bau98, Boh99, Cle95, Die94, Sha01b].
Das physikalische und mechanische Verhalten intermetallischer Titanaluminide wird im
Wesentlichen von den Eigenschaften der geordneten Mischkristallphasen γ-TiAl und α2-Ti3Al
bestimmt. Die Wirkung ternärer Legierungszusätze auf das Eigenschaftsprofil ist jedoch
ausgeprägt und nutzbar. Die Werkstoffeigenschaften lassen sich zudem durch geringe Zusätze
weiterer Legierungselemente (Cr, Mo, Nb, Mn, V, W, Ta, Si, B, C) optimieren (vgl. Bild 2-2)
[Güt03, Kni05]. Die eigenschaftsdeterminierenden Wechselwirkungsmechanismen der
Legierungsatome mit den atomaren Defekten und den Verformungsmechanismen ist zurzeit
jedoch noch nicht hinreichend geklärt [Güt03].
Kriechbeständigkeit
Festigkeit
Duktilität/
Umformbarkeit
α
2
/γMikrostruktur Gefügefeinung
(Cr, Mn, V)
0 % - 4 % (Nb, Ta, Mo, W, Zr, Hf, Co, Cu)
0 % - 10 % (Si, B, C, Y)
0 % - 2 %
Ti
42 % - 54 % Al
44 % - 48 %
(Angaben in At.-%) Kriechbeständigkeit
Festigkeit
Duktilität/
Umformbarkeit
α
2
/γMikrostruktur Gefügefeinung
(Cr, Mn, V)
0 % - 4 % (Nb, Ta, Mo, W, Zr, Hf, Co, Cu)
0 % - 10 % (Si, B, C, Y)
0 % - 2 %
Ti
42 % - 54 % Al
44 % - 48 %
(Angaben in At.-%)
Bild 2-2: Einfluss ternärer Legierungselemente auf die Werkstoffeigenschaften [Güt03]
6 2 STAND DER TECHNIK
Mikromechanismen der Verformung
Die plastische Verformung zweiphasiger (α2 + γ)-TiAl-Basislegierungen erfolgt bei
Raumtemperatur hauptsächlich in der γ-Phase durch Gleiten von Einfachversetzungen mit
Burgersvektoren b
r = 1/2〈110] und Superversetzungen mit b
r
= 1/2〈112] bzw. b
r = 〈101]
entlang der dicht gepackten 〈110〉 -Richtungen und durch mechanische Zwillingsbildung
entlang 1/6〈112]{111}γ. Hieraus ergibt sich die Anisotropie der γ-Phase. Zusätzlich zu den
hohen Gitterreibungskräften wird die Versetzungsbeweglichkeit und -aktivität im γ-Gitter mit
zunehmendem Gehalt an interstitiell gelösten Verunreinigungen eingeschränkt. Für die
plastische Verformung in polykristallinem Material sind nach dem von-Mises-Kriterium nicht
ausreichend unabhängige Gleitsysteme vorhanden, die bei vorliegender äußerer Belastung
aktiviert werden können. Die sich in ungünstig orientierten Körnern so entwickelnden hohen
Spannungen können lokal die Bruchspannung erreichen, was bei tiefen und mittleren
Temperaturen als Hauptursache für das Materialversagen angesehen werden kann. Bei
Temperaturen oberhalb von 450 °C treten Kletter- und Diffusionsvorgänge auf, die zu einer
signifikanten Verringerung der plastischen Anisotropie der γ-Phase führen. Zudem setzt eine
deutliche Dehnratenabhängigkeit der Fließspannung ein. So liegen bei gesteigerten Dehnraten
höhere Fließspannungen vor und der Übergang von sprödem zu duktilem Materialverhalten
verschiebt sich zu höheren Temperaturen. SPARKA [Spa98] gibt zudem an, dass bei
Temperaturen ab
ϑ
= 1100 °C Kletterprozesse als Hauptursache für eine deutliche
Duktilitätssteigerung wirksam werden. Die maximale Duktilität wird bei Legierungen mit
einem Aluminium-Gehalt von 47 At.-% bis 48 At.-% erreicht. Zusätze von Cr, Mn und V
führen zu höherer Duktilität bei Raumtemperatur. Die Duktilität einphasiger Legierungen
wird jedoch durch diese Legierungszusätze nicht beeinflusst. Die erhöhte Plastizität
zweiphasiger Legierungen wird auf die bevorzugte Löslichkeit von N, O und C durch die α2-
Phase (Gettereffekt) sowie auf die Existenz von Grenzflächenversetzungen und mechanische
Zwillingsbildung sowie eine Verringerung der tetragonalen Gitterverzerrung zurückgeführt.
Die in zweiphasigen Legierungen bei höheren Temperaturen auftretende Zwillingsbildung
führt zudem zu einer stärkeren Verfestigung. Für die Umform- und Bearbeitbarkeit liegen in
den polykristallinen (α2 + γ)-TiAl-Legierungen insgesamt die besseren Verhältnisse vor. Da
diese mit Unterstützung durch thermische Aktivierung ablaufen, entsteht ein deutlicher
dehnratenabhängiger Gleitwiderstand [App98, App03, Cle95, Cle00, Fro01, Hua91, Kim94,
Kni07, Pet02b, Rom97, Spa98, Wes00, Yam93].
2.1.2 Spanende Bearbeitung
Die spanende Bearbeitung von hochwarmfesten Werkstoffen wird im Wesentlichen von den
Materialeigenschaften und den Anforderungen an die Maßhaltigkeit und Oberflächen- und
Randzonengüte bestimmt [Tol96]. Aufgrund der starken Atombindung zeigen
intermetallische Phasen erwartungsgemäß eine exzellente Hochtemperaturfestigkeit.
Andererseits ist damit auch eine beträchtliche Raumtemperatursprödigkeit verbunden
2 STAND DER TECHNIK 7
[Sau89]. Es werden weltweit große Anstrengungen unternommen, die Duktilität dieser
Werkstoffe zu verbessern. Diese ist jedoch im Vergleich zu konventionellen Titan- und
Nickelbasislegierungen immer noch gering [Kni07, Sma94]. Dies erschwert die mechanische
Bearbeitung stark. Im Folgenden wird der Stand der Technik der Fertigungsverfahren mit
geometrisch unbestimmter sowie mit geometrisch bestimmter Schneide zur Bearbeitung von
Titanaluminiden dargestellt. Darüber hinaus werden intermetallische Titanaluminide
erfolgreich mit abtragenden Verfahren bearbeitet. Diese werden im Rahmen dieser Arbeit
jedoch nicht näher betrachtet. Hierzu sei auf Veröffentlichungen zur Bearbeitung durch
Strahlen und elektrische Gasentladung hingewiesen [Asp05, Aus99, Man94, Mei97, Tol96].
Spanen mit geometrisch unbestimmter Schneide
Aufgrund der Werkstoffeigenschaften sind Verfahren der Feinbearbeitung und insbesondere
das Schleifen gut zur Herstellung von Bauteilen aus intermetallischen Titanaluminiden
geeignet. Der Vorteil des Schleifens besteht darin, dass die Zerspanarbeit durch eine Vielzahl
von Schneiden intermittierend geleistet wird. Zur TiAl-Bearbeitung eingesetzt und
experimentell untersucht wurden neben dem spitzenlosen Rundschleifen auch das
Planschleifen, wobei hier sowohl das Tief- als auch das Pendelschleifen und das
Schnellhubschleifen Anwendung fanden [Aus99, Ben99, Ben00, Eck96, Grö06, Mei97,
Nol91, Raz03, Zep05].
MEIER [Mei97] beschreibt das Tiefschleifen und Drahterodieren verschiedener
Gasturbinenwerkstoffe: einer gegossenen und einer pulvermetallurgisch hergestellten
Nickelbasislegierung sowie der intermetallischen Legierung Ti-48Al-2Cr. Das
unterschiedliche Schleifverhalten der Werkstoffe führt Meier auf die verschiedenen Spanarten
zurück. Die kurzbrechenden Späne bei der Bearbeitung des intermetallischen Titanaluminids
mit Korundschleifscheiben (Al2O3) verringern die Gefahr der Zusetzung der Schleifscheibe
und bewirkten geringere Reibungskräfte bei der Spanentstehung. Somit ergeben sich kleinere
Kräfte, eine geringere Verschleißausbildung und höhere Oberflächengüten, was insbesondere
beim Schruppschleifen nachgewiesen wurde. Hier wurden arithmetische Mittenrauwerte von
Ra = 3 µm erzielt, die beim Schlichten auf Ra = 1 µm verbessert werden konnten. Aufgrund
der Verformung der Lamellenstruktur in der Schnittflächenrandzone schließt MEIER darauf,
dass auch die intermetallischen Titanaluminide eine für die mechanische Bearbeitung
ausreichende Mikroduktilität aufweisen.
AUST ET AL. [Aus99] setzten neben Korund- und Siliciumkarbidwerkzeugen (SiC) auch
Diamantschleifscheiben ein. Die arithmetischen Mittenrauwerte lagen im Durchschnitt unter
Ra = 1 µm. Haarrisse wurden an den Bearbeitungsflächen nicht festgestellt. Die
Bearbeitungskosten von TiAl lassen sich nach den Autoren mit denen konventioneller
Werkstoffe vergleichen.
8 2 STAND DER TECHNIK
Als Schleifwerkzeuge dienten bei ECKSTEIN ET AL. [Eck96] verschiedene Siliciumcarbid-,
Korund- und Diamantschleifscheiben. Schleifscheiben aus Korund wurden allgemein für die
Bearbeitung von intermetallischen TiAl-Legierungen als ungeeignet identifiziert, da bei
jeglicher Parametervariation hohe Schnittkräfte auftraten, welche die Randschicht des
Werkstücks thermisch hoch beanspruchten. Arithmetische Mittenrauwerte von Ra < 1,6 µm
wurden beim CD-Schleifen (Continuous Dressing) mit den SiC-Schleifscheiben erzielt. Im
direkten Vergleich mit der Bearbeitung mit SiC-Werkzeugen traten bei
Diamantschleifscheiben bei vergleichbaren Bearbeitungsparametern höhere Schnittkräfte auf.
Die Vorschubgeschwindigkeit wurde als primärer Einflussfaktor identifiziert. An den
geschliffenen Werkstücken traten jedoch vereinzelt Mikrorisse und Ausbrüche auf.
ZEPPENFELD [Zep05] untersuchte die Bearbeitung von intermetallischem TiAl mit dem
Verfahren des Schnellhubschleifens. Zum Einsatz kamen hier keramisch gebundene
Diamantschleifscheiben. In Modellversuchen und realen Bearbeitungstests konnte eine
signifikante Abhängigkeit der Oberflächenausbildung und (-schädigung) von der Zustellung
beobachtet werden. Zur Bearbeitung werden daher geringe Zustellungen empfohlen.
Verringerte Einzelkornspanungsdicken wirken sich positiv auf die erreichten
Oberflächengüten und die Werkzeugstandzeiten aus. In den Bauteilrandzonen wurden von
ZEPPENFELD Druckeigenspannungen nachgewiesen, die der Autor auf die geringen
Oberflächentemperaturen bei hohen Vorschubgeschwindigkeiten zurückführt. Überwiegend
bei hohen Zeitspanungsvolumina und hohen Druckeigenspannungen kam es zu Rissbildungen
in der Bauteilrandzone die der Autor den unterschiedlichen Werkstoffeigenschaften der γ- und
α2-Phasen zuschreibt.
Von GRÖNING ET AL. [Grö06] wurden bei Ritz- und Schleifversuchen das Einsatzverhalten
der Schneidstoffe kubisches Bornitrid (CBN) und Diamant verglichen. Die Versuche
erfolgten an den intermetallischen TiAl-Legierungen Ti-45Al-2Mn + 0,8TiB2 (Vol.-%) und
Ti-45,5Al-8Nb-0,2C. In den Ritzversuchen wurde eine höhere Verschleißfestigkeit des
Diamanten festgestellt. Der Vorteil des Schneidstoffs Diamant gegenüber CBN war in den
Schleifuntersuchen nur tendenziell erkennbar. Hinsichtlich der Werkzeugstandzeit ergaben
sich durch den Einsatz von CBN keine Vorteile. Als Ursache geben die Autoren die hohen
thermomechanischen Belastungen der Schleifkörner an, die zu thermisch aktivierter
Kornoxidation und Zersetzung führen.
Spanen mit geometrisch bestimmter Schneide
Die spanende Bearbeitung intermetallischer Titanaluminide mit geometrisch bestimmter
Schneide ist charakterisiert durch das Auftreten hoher Spannungen, hoher
Temperaturgradienten, kurzer Werkzeugstandzeiten sowie Segmentierungen der Späne, was
starke Schwankungen der Schnittkräfte nach sich zieht. Auftretende Vibrationen während der
Bearbeitung, Oberflächenrisse und eine Wellenform im Schnittbild des bearbeiteten
2 STAND DER TECHNIK 9
Werkstücks sind weitere Charakteristika für die spanende Bearbeitung dieser Werkstoffe.
Insbesondere die geringe Wärmeleitfähigkeit und niedrige Duktilität bei Raumtemperatur
erschweren die spanende Bearbeitung mit geometrisch bestimmter Schneide. Diese nimmt
jedoch bei der Herstellung komplexer Bauteilgeometrien eine Schlüsselstellung in der
Fertigungsprozesskette ein [Uhl01]. Werden die bei der Bearbeitung konventioneller
metallischer Werkstoffe anwendbaren geometrischen und kinematischen
Prozesseinstellgrößen auf die Zerspanung intermetallischer Titanaluminide übertragen,
kommt es zu starken Ausbrüchen und Rissbildungen in der Oberflächenrandzone [Aus99,
Eck96, Sau89]. Aufgrund der hohen Sicherheitsanforderungen in den
Hauptanwendungsgebieten wie im Turbinenbau und im Bereich der Verbrennungsmotoren
sind die Bearbeitungsprozesse jedoch derart auszulegen, dass ungünstige
Randzonenstrukturen und Rissbildungen vermieden werden. Im Folgenden soll eine Vielzahl
von Untersuchungen zur Zerspanung intermetallischer Titanaluminide mit geometrisch
bestimmter Scheide zusammengefasst werden. Dabei erfolgt zudem eine vergleichende
Darstellung der Erkenntnisse zum Einsatz unterschiedlicher Schneidstoffe auf der Basis von
Hartmetall, polykristallinem kubischen Bornitrid (PCBN) und Diamant (CVD-Diamant,
PKD).
Bearbeitung mit Werkzeugen aus Hartmetall
SHARMAN ET AL. [Sha01b] kommen zu dem Schluss, dass der schwer zu zerspanende
Werkstoff γ-TiAl bisher lediglich mit unbeschichteten Hartmetallen zufrieden stellend
spanend bearbeitet werden kann. Als Ursachen hierfür geben die Autoren die hohe
Warmfestigkeit, die geringe Wärmeleitfähigkeit sowie die hohe chemische Reaktionsfähigkeit
gegenüber allen Schneidstoffen an.
Untersuchungen verschiedener weiterer Autoren zur spanenden Bearbeitung intermetallischer
Titanaluminide mit Wendeschneidplatten aus Hartmetall ergaben, dass die
Schnittgeschwindigkeit den größten Einfluss auf die Werkzeugstandzeit hat. Die Späne des
Werkstückwerkstoffs besaßen stets eine Nadelform und das Werkzeug zeigte Schädigungen
und Krater nahe der Schneidkante. Hauptverschleißformen waren bei geringen
Schnittgeschwindigkeiten der mechanische Abrieb und bei höheren Schnittgeschwindigkeiten
die plastische Deformation der Schneidkante [Aus99, Ben99, Man96, Man98].
Das Zerspanverhalten der intermetallischen Legierungen α2-Ti3Al sowie γ-TiAl wurde von
ZHANG ET AL. [Zha94] untersucht. Die Autoren berichten von hohen Schnittkräften und
kurzen Standzeiten. Die Spanform war jedoch unterschiedlich. So entstanden bei α2-Ti3Al
kurze Wendelspäne während bei γ-TiAl kurze Nadelspäne auftraten. Alle Versuche waren
von Mikrorissen, Wellenstrukturen sowie Aufhärtungen der Werkstückoberfläche
gekennzeichnet. Das beste Bearbeitungsergebnis erzielten ZHANG ET AL. [Zha95] mit
unbeschichteten Wendeschneidplatten aus Hartmetall mit negativem Spanwinkel, ohne die
10 2 STAND DER TECHNIK
Geometrie genauer zu spezifizieren. Die Standzeit wurde bei einer Schnittgeschwindigkeit
von vc = 25 m/min, einer Schnitttiefe von ap = 1 mm und einem Vorschub von f = 0,13 mm
mit T = 10 min angegeben. Das Standkriterium wurde nicht genannt.
ECKSTEIN und SMARSLY [Eck96] geben für die Drehbearbeitung von intermetallischem TiAl
eine optimale Schnittgeschwindigkeit von vc = 20 m/min an. Hierbei dominiert der
Freiflächenverschleiß. Bei einer Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 30 m/min
geht der Verschleiß in massive Ausbrüche und bei weiterer Steigerung in Schneidplatten-
Totalbrüche und Blankbremsung über. Leider fehlen hier weitere Angaben hinsichtlich der
Prozesseinstellgrößen. Die Autoren geben die Empfehlung, durch geeignete Einstellung der
Schnittgeschwindigkeit und der Schnitttiefe die Spanbildungszone bis in den
Duktilitätsbereich (ca. 800 °C) durchzuwärmen.
Drehversuche von MANTLE ET AL. [Man97a] wurden mit unbeschichtetem Hartmetall an γ-
TiAl der Spezifikation Ti-45Al-2Mn-2Nb (At.-%) + 0,8TiB2 (Vol.-%) durchgeführt
[Man97a]. Als Ergebnis stellen die Autoren fest, dass nur bei Schnittgeschwindigkeiten von
unter vc = 30 m/min gute Oberflächenwerte und akzeptable Standzeiten zu erreichen sind. Die
höchste Standzeit von T = 41 min wurde bei niedriger Schnittgeschwindigkeit von
vc = 15 m/min, hohem Vorschub von f = 0,35 mm und großer Schnitttiefe von a
p = 2 mm
erreicht. Die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit führte auch bei deutlich geringerem
Vorschub von f = 0,1 mm und geringerer Schnitttiefe von ap = 0,7 mm zu einer Reduzierung
der Standzeit auf T = 30 min. Bei allen Versuchen bildeten sich Aufbauschneiden
insbesondere bei niedrigen Schnittgeschwindigkeiten und zu Beginn des
Zerspanungsvorgangs. Im weiteren Verlauf brachen die Aufbauschneiden ab und
verursachten Schneidenkantenverschleiß durch Ausbrüche, der sich im Zusammenhang mit
großen Vibrationen und Schnittkräften noch verstärkte.
Den Einfluss des Kühlschmiermittels, der Schnittgeschwindigkeit sowie der Spanungsdicke
untersuchte SHARMAN [Sha01a, Sha01b] beim Drehen der gleichen Legierung mit lamellarer
Gefügeausbildung und Korngrößen im Bereich von dk = 50 µm bis 100 µm. Als Werkzeuge
fanden unbeschichtete Wendeschneidplatten aus Hartmetall K10 (ISO-Spezifikation
SNMG 120408) Verwendung. Die Versuche wurden mit Schnittgeschwindigkeiten von
vc = 25 m/min und v
c = 40 m/min sowie sehr geringen Schnitttiefen von ap = 0,05 mm und
ap = 0,1 mm durchgeführt. Der Vorschub betrug über die gesamte Versuchsreihe konstant
f = 0,05 mm. Variiert wurde zudem der Druck des Kühlschmiermittels zwischen
pKSS = 20 bar und pKSS = 65 bar. Die geringste Rissdichte trat bei einer Schnittgeschwindigkeit
von vc = 40 m/min und einer Schnitttiefe von ap = 0,05 mm auf. Die höchste Rissdichte war
dagegen bei vc = 25 m/min und ap = 0,1 mm zu verzeichnen. Den größten Einfluss auf die
Anzahl der Risse und die Zerspankraft Fz hatte die Schnitttiefe ap. Die mit Fc = 126 N höchste
Schnittkraft wurde bei vc = 40 m/min, ap = 0,1 mm und einem Kühlschmiermitteldruck von
2 STAND DER TECHNIK 11
pKSS = 65 bar gemessen. Die Mikrohärte nahm in der Schnittflächenrandzone stetig bis zu
einer Tiefe von ta = 250 µm auf die Grundhärte des Werkstückwerkstoffs ab. Der Einfluss des
Kühlschmiermitteldrucks kann aus den durchgeführten Versuchen nicht eindeutig identifiziert
werden.
PÉREZ [Per05] führte Experimente zum Planfräsen mit konventioneller Kühlschmierung an
der gleichen Legierung Ti-45Al-2Mn-2Nb (At.-%) + 0,8 TiB2 (Vol.-%) durch. Auch hier lag
lamellares Gefüge vor. Die Korngröße wurde nicht angegeben. Die Abbildung des Gefüges
lässt jedoch den Schluss zu, dass das Material die gleiche Vorbehandlung wie der von
SHARMAN ET. AL [Sha01a, Sha01b] verwendete Werkstückwerkstoff erfahren hat. PÉREZ
variierte die Schnittgeschwindigkeit jedoch in einem deutlich größeren Bereich zwischen
vc = 20 m/min und vc = 300 m/min. Der Zahnvorschub betrug f
z = 0,05 bis 0,20 mm. Die
Schnitttiefe wurde mit ap = 1 mm und die Eingriffsbreite mit ae = 20 mm konstant belassen.
Die Schnittkräfte stiegen bei diesen Experimenten sowohl mit dem Vorschub als auch mit der
Schnittgeschwindigkeit. Dabei leitet der Autor die Abhängigkeit der Schnittkraft von der
Schnittgeschwindigkeit aus einer Dehnratenabhängigkeit des Werkstückwerkstoffs ab.
Darüber hinaus stellt der Autor fest, dass das Messsignal bei der Ermittlung der Schnittkraft
aufgrund der diskontinuierlichen Spanbildung einen hohen dynamischen Anteil aufweist. Aus
den metallographischen Analysen der Späne leitet der Autor ab, dass die Spanbildung durch
Initiierung von Rissen einsetzt und durch Verformungsverfestigung unterstützt wird. PÉREZ
empfiehlt anhand seiner Versuchsergebnisse die Verwendung feinkörniger
Hartmetallsubstrate (dk < 1 µm) mit großen Eckenradien und scharfen Schneidkanten sowie
einen Vorschub fz = 0,1 mm und eine geringe Schnittgeschwindigkeit von vc = 20 m/min. Die
Mikrohärte nahm in der Schnittflächenrandzone stetig bis zu einer Tiefe von ta = 200 µm auf
die Grundhärte des Werkstückwerkstoffs ab. Der Verschleiß erfolgte hier bei
Schnittgeschwindigkeiten unter vc = 50 m/min reproduzierbar und stetig. Höhere
Schnittgeschwindigkeiten führten dagegen zu spontanem Totalversagen. Im unteren
Schnittgeschwindigkeitsbereich erwiesen sich feinkörnige Hartmetalle aufgrund des höheren
Widerstands gegen abrasiven Verschleiß und der besseren Ermüdungseigenschaften als besser
geeignet als grobkörnige Substrate. Der Autor führt die höheren Standzeiten zudem auf den
höheren Binderanteil (Kobalt) des verwendeten feinkörnigen Substrats zurück. Dieser wirkt
dem Abplatzen von Werkzeugmaterial im Bereich der Spanfläche nach (Ermüdungs-
)Mikrorisswachstum entgegen. Der Verschleißfortschritt erfolgte in den Versuchen von
PÉREZ zunächst durch die Bildung von Aufbauschneiden und Mikroausbrüchen. Hierdurch
bildeten sich einer gefasten Schneide ähnliche Schneidkantengeometrien aus, die bei weiterer
Nutzung zu einer Steigerung der induzierten Wärme führten. Die infolge dessen hohen
Zerspantemperaturen führen nach PÉREZ [Per05] zu einem Kolkverschleiß direkt an der
Schneidkante und insbesondere bei grobkörnigen Substraten zu Abplatzungen der Spanfläche.
12 2 STAND DER TECHNIK
UHLMANN ET AL. [Uhl01a, Uhl01b] stellte beim Außenlängs-Runddrehen der zweiphasigen
TiAl-Legierung Ti-46,8Al-1Mo-0,2Si ein geringes Zerspankraftniveau fest. Mit
unbeschichteten Wendeschneidplatten aus Hartmetall der ISO-Spezifikation K 10 wurde bei
einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 30 m/min, einem Vorschub von f = 0,1 mm und einer
Schnitttiefe von ap = 0,3 mm eine Standzeit von T = 28 min erzielt. Höhere Schnitttiefen
führten zu verstärktem Werkzeugverschleiß durch Ausbrüche. Die Reduzierung der
Schnitttiefe auf ap = 0,2 mm bewirkte ebenfalls eine Verringerung der Standzeit infolge eines
höheren Drückens und Quetschens des Werkstückwerkstoffs.
Des Weiteren wurden von UHLMANN ET AL. [Uhl03a, Uhl03b, Uhl06] die
Spanflächentemperaturen beim Drehen Infrarot-thermographisch erfasst. Die Messungen
fanden im Schnittgeschwindigkeitsbereich von vc = 10 m/min bis 60 m/min statt. Der
Vorschub betrug f = 0,01 mm bis 0,10 mm. Die Schnitttiefe wurde bei allen Versuchen auf
ap = 0,5 mm eingestellt. Zur Ermittlung der Spanflächentemperatur wurde der Schnittvorgang
kurz durch eine eingebrachte Nut unterbrochen. Es fanden Werkstücke aus der o. g.
Legierung in gegossenem und stranggepresstem Gefügezustand Anwendung. Die
Spanflächentemperaturen stiegen bei beiden Gefügezuständen mit zunehmender
Schnittgeschwindigkeit linear an. Jedoch wurden beim Drehen der stranggepressten
Legierung bei allen Parameterkombinationen deutlich höhere Temperaturen bestimmt. Bei
einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min und einem Vorschub von f = 0,05 mm betrug
die Spanflächentemperatur bei stranggepresstem Material
ϑ
s = 540 °C. Dagegen wurde bei
dem Material im Gusszustand die Spanflächentemperatur lediglich mit
ϑ
s = 250 °C bestimmt.
Die Autoren führen den Unterschied auf den geringeren Durchmesser der Werkstückproben
aus dem stranggepressten Werkstoff zurück. Dabei muss zudem berücksichtigt werden, dass
durch die Schnittunterbrechung ein rapider Temperaturabfall an der Spanflächenoberfläche
durch Wärmeleitung, Wärmestrahlung und Konvektion vorliegt. Unter Berücksichtigung
eines physikalisch maximalen Emissionskoeffizienten von
ε
= 1 wurden von den Autoren
auch die Spantemperaturen nach unten abgeschätzt. Die minimalen Spantemperaturen bei
einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min und einem Vorschub von f = 0,05 mm
betrugen demnach
ϑ
ch = 330 °C für den gegossenen TiAl-Gefügezustand und
ϑ
ch = 640 °C
beim Drehen des stranggepressten Werkstoffs. Hiernach wird geschlossen, dass die
Anpassung der Schnittparameter insbesondere der Schnittgeschwindigkeit beim Drehen von
TiAl zu Temperaturen oberhalb der Spröd-Duktil-Übergangstemperatur führen kann und eine
duktile Bearbeitung möglich ist.
Bearbeitung mit hochharten Schneidstoffen
Untersuchungen zum Außenlängs-Runddrehen der Legierung Ti-46,8Al-Mo-0,2Si sowohl im
Gusszustand als auch in stranggepresstem Gefügezustand wurden von UHLMANN ET AL.
[Uhl03b, Uhl06] mit Wendeschneidplatten aus polykristallinem kubischem Bornitrid (PCBN)
und polykristallinem Diamant (PKD) durchgeführt. Hier konnten mit
2 STAND DER TECHNIK 13
Schnittgeschwindigkeiten ab vc = 100 m/min rissfreie Oberflächen erzeugt werden. Damit
wurde nachgewiesen, dass eine duktile Zerspanung durch Einstellung geeigneter
Schnittparameter möglich ist. Die Schnitttiefe und der Vorschub wurden bei den Versuchen
entsprechend einer Schlichtbearbeitung auf geringe Werte von ap = 0,3 mm und f = 0,02 mm
eingestellt. Mit feinkörnigen PCBN- und PKD-Sorten wurden hinsichtlich der Standhaltigkeit
die besten Ergebnisse erzielt. Die Standzeiten betrugen T = 3 min mit PCBN und T = 3,5 min
mit PKD. Eine Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 200 m/min bei konstanten
Werten für Vorschub und Schnitttiefe führte zu einer Verringerung der erreichten Standzeiten
auf T = 30 s für den Schneidstoff PCBN und T = 20 s für PKD. Die höhere
Temperaturbelastung führte bei den PKD-Schneideinsätzen zu Totalversagen der Lötstellen
bei einer Verschleißmarkenbreite von VB = 0,15 mm.
Aufgrund der höheren thermischen Beständigkeit wurden von UHLMANN ET AL. [Uhl03c,
Uhl06] auch keramische Schneidstoffe auf ihre Eignung zur Zerspanung intermetallischer
Titanaluminide untersucht. Wie bei konventionellen Titanwerkstoffen konnten jedoch auch
bei der Zerspanung intermetallischer Titanaluminide mit keiner der eingesetzten keramischen
Wendeschneidplatten zufrieden stellende Ergebnisse hinsichtlich der Standzeit erzielt werden.
Bereits bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min versagten die Schneidenecken
nach wenigen Sekunden Eingriffszeit durch Kerb- und Kolkverschleiß sowie durch
großflächige Ausbrüche.
Zusammenfassend kann geschlossen werden, dass eine Steigerung der
Bearbeitungsgeschwindigkeit nur unter Einsatz der hochharten Schneidstoffe PCBN und
Diamant (CVD-Diamant und PKD) möglich erscheint. Der Einsatz von Schneidkeramiken ist
trotz der hohen Warmhärte aus tribochemischen Gründen nicht sinnvoll. In Tabelle 2-1 sind
die o. g. untersuchten Parameterbereiche für die spanende Bearbeitung intermetallischer
Titanaluminide zusammengefasst.
Tabelle 2-1: Schneidstoffe und kinematische Einstellparameter für die spanende Bearbeitung intermetallischer
Titanaluminide mit geometrisch bestimmter Schneide
Schneidstoff vc [m/min] f [mm] ap [mm] Autoren
Hartmetall 15 bis 60
15
0,05 bis
0,13
0,35
0,3 bis 1,0
2,0
[Ber08, Eck96, Sha01a, Sha01b, Aus99,
Ben99, Man96, Man98, Uhl01a, Uhl03a,
Uhl04a, Uhl06, Zha94, Zha95]
[Man97a]
PKD 100 bis 200 0,02 bis
0,05
0,1 bis 0,3 [Ber06, Uhl03b, Uhl06]
PCBN 300
100 bis 300
0,02 bis
0,05
0,3 bis 0,5
0,1
[Uhl01b, Uhl06]
[Ber06]
14 2 STAND DER TECHNIK
2.1.3 Einfluss der Bearbeitung auf die Randzoneneigenschaften
Wird die Formgebung durch die spanende Bearbeitung abgeschlossen, sind die Eigenschaften
der durch die Zerspanung beeinflussten Werkstückrandzone von besonderer Bedeutung für
das Einsatzverhalten der erzeugten Bauteile. TÖNSHOFF ET AL. [Tön80] untersuchten die
thermischen, mechanischen und chemischen Einflüsse der spanenden Bearbeitung auf die
erzeugten Randzonen und diskutieren Methoden zur Charakterisierung des Grads der Störung.
Das Wechselspiel von Ver- und Entfestigung in der Randzone der Schnittfläche sowie die
resultierenden Eigenspannungen determinieren die Dauerfestigkeitseigenschaften des spanend
bearbeiteten Bauteils [Sie05a]. Eine Verbesserung der Dauerfestigkeit kann auf die
Steigerung der Oberflächengüte als auch auf günstige Eigenspannungsverhältnisse
zurückgeführt werden. Die Gewichtung der Einflussfaktoren Oberflächenrauheit und
Eigenspannungsprofil wird in der Literatur jedoch nicht mit einheitlichem Ergebnis diskutiert
[Abr96, Bri82, Che01, Ezu97, Man97, Yan02].
BÜHLER ET AL. [Büh72] untersuchten erstmals die Abhängigkeit des Bauteilverhaltens von
den durch die Bearbeitung durch Drehen und Fräsen veränderten mikrophysikalischen
Randzoneneigenschaften. Die Autoren schlossen mit der allgemein anerkannten Aussage,
dass durch den Abbau von Druckeigenspannungen die Dauerfestigkeit verringert wird. Ein
Abbau von Zugeigenspannungen bewirkt nach SCHREIBER [Sch76] dagegen eine Erhöhung
der Dauerfestigkeit.
Der Verlauf der Eigenspannungen wird durch die eingebrachte Verformung und die dabei
bestehende Temperaturverteilung determiniert. Meist erreichen die ermittelten
Druckeigenspannungen dicht unterhalb der Oberfläche ihre maximale Amplitude und fallen
mit zunehmender Tiefe ab. Dabei ist die Lage des Amplitudenmaximums von den
Bearbeitungsparametern abhängig. Die Angaben über den Einfluss der kinematischen
Parameter Schnittgeschwindigkeit und Vorschub sind jedoch nicht einheitlich. Im
Allgemeinen nehmen jedoch die Oberflächenrauheit und die Dicke der beeinflussten
Randschicht mit zunehmender Schnittgeschwindigkeit ab [Sch89a, Sch89b, Sch92, Kau96,
Che01, Aru04]. Darüber hinaus wurde von ARUNACHALAM ET AL. [Aru04] festgestellt, dass
beim Plandrehen mit niedriger Schnittgeschwindigkeit Druckeigenspannungen hervorgerufen
werden, die mit zunehmender Schnittgeschwindigkeit in Zugeigenspannungen übergehen.
BRINKSMEIER ET AL. [Bri82] und LESKOVAR ET AL. [Les82] untersuchten ebenfalls die durch
die Bearbeitung in der Werkstückrandzone hervorgerufenen Eigenspannungen und kommen
analog zu dem Schluss, dass eine bei niedriger Temperatur durchgeführte Verformung der
Randzone Druckeigenspannungen hervorbringt. Bei der Zerspanung ist dies im Allgemeinen
einer Bearbeitung mit geringer Schnittgeschwindigkeit gleichzusetzen. Dagegen weisen
Bereiche, die stark thermisch belastet und schnell abgekühlt werden, Zugeigenspannungen
auf.
2 STAND DER TECHNIK 15
LANDUA [Lan05] ermittelte bei der Fräsbearbeitung einer Aluminiumlegierung, dass durch
Hochgeschwindigkeitsbearbeitung (HSC) aufgrund der Verringerung der Oberflächenrauheit
eine Verbesserung der Dauerfestigkeitseigenschaften erzielt werden kann. Der Wechsel des
Spanbildungsmechanismus (von kontinuierlich zu segmentiert) mit steigender
Schnittgeschwindigkeit zeigte dabei keinen Einfluss auf die Dauerfestigkeit. Dagegen traten
bei der ebenfalls untersuchten β-Titanlegierung Ti-15V-3Al Schädigungen der mit
vc = 4000 m/min erzeugten Randzone auf, die infolge der Kerbwirkung zu lokalen
Spannungsspitzen und zu einer deutlichen Verschlechterung der Dauerfestigkeiten führten.
Dies verdeutlicht den signifikanten Einfluss der thermomechanischen
Werkstoffeigenschaften.
MANTLE ET AL. [Man97b] stellten bei Untersuchungen zum Drehen der intermetallischen
Titanaluminidlegierung mit der Zusammensetzung Ti-45Al-2Mn-2Nb + 0,8 Vol.-% TiB2 fest,
dass es trotz der mit dem Werkzeugverschleiß zunehmenden Oberflächenrauheit zu einer
Erhöhung der Dauerfestigkeit im Vergleich zu polierten Referenzproben kommt. Dies führen
die Autoren auf die höheren Druckeigenspannungen zurück, die durch die veränderte
Eingriffsgeometrie in die Schnittflächenrandzone eingebracht werden. Risse und Ausbrüche
wurden bei allen gedrehten Proben bis zu einer Tiefe von t = 20 µm festgestellt. Die
Einhärtetiefe der gedrehten Proben betrug bis zu tEH = 100 µm. Ein Einfluss der
Schnittgeschwindigkeit und des Vorschubs auf die Einhärtetiefe wurde im untersuchten
Bereich nicht festgestellt. Die Dauerfestigkeit nahm trotz geringer werdender
Oberflächenrauheiten mit steigender Schnittgeschwindigkeit ab. Eine Erhöhung des
Vorschubs bewirkte infolge der vermehrten Rissbildung eine Reduzierung der
Dauerfestigkeit.
SHARMAN ET AL. [Sha01a] haben das Dauerfestigkeitsverhalten von gedrehten, erodierten und
elektrochemisch hergestellten Proben aus der Titanaluminidlegierung mit der
Zusammensetzung Ti-45Al-2Mn-2Nb + 0,8TiB2 (Vol.-%) verglichen. Dabei stellen die
Autoren fest, dass die Bearbeitung durch Drehen neben Rissen in der Schnittflächenrandzone
auch Druckeigenspannungen induziert. Diese erschweren das Risswachstum und führen zu
den im Vergleich höchsten Dauerfestigkeitsamplituden von σΑD = 450 MPa der gedrehten
Proben. Die Autoren schließen, dass rissfreie Oberflächen nur durch eine Verringerung der
Schnittkräfte erreicht werden können. Vorgeschlagen werden als alternative
Fertigungsverfahren diesbezüglich das Schleifen oder die Hochgeschwindigkeitsbearbeitung.
BENTLEY ET AL. [Ben99] untersuchten den Einfluss der Bearbeitung auf die Dauerfestigkeit
von grob und fein geschliffenen, polierten sowie hochgeschwindigkeitsgefrästen Proben aus
intermetallischem Titanaluminid anhand von Vierpunktbiegeversuchen mit schwellender
Beanspruchung. Die Dauerfestigkeit der durch Hochgeschwindigkeitsfräsbearbeitung mit
arbeitsscharfer Schneide hergestellten Proben war höher im Vergleich zu den geschliffenen
16 2 STAND DER TECHNIK
und polierten Vergleichswerkstücken. Darüber hinaus wurde festgestellt, dass die Aufhärtung
und Einhärtetiefe nach der Bearbeitung mit verschleißbehaftetem Fräswerkzeug im Vergleich
zur Bearbeitung mit arbeitsscharfen Schneiden höher sind. Die Dauerfestigkeit wurde
hierdurch im Vergleich zum neuen Werkzeug jedoch nicht positiv beeinflusst, was die
Autoren auf das Vorliegen von Rissen zurückführen.
2.2 Modelle der Spanbildung
2.2.1 Kontinuierliche Spanbildung
Fehler, die durch ungeeignete Prozessführung bei der spanenden Bearbeitung
intermetallischer Titanaluminide festgestellt werden, sind Mikrorisse, Ausbrüche,
Aufschweißungen, Kavitation und thermische Schädigung der Schnittflächenrandzone.
Infolge der hohen Sicherheitsanforderungen in den avisierten Anwendungsgebieten ist die
Kenntnis einer die Lebensdauer herabsetzenden Schädigung der Werkstückrandzone von
besonderer Bedeutung. Zur Beurteilung der Eignung von spezifischen Prozesseinstellgrößen
ist die Kenntnis der Vorgänge der Spanbildung notwendig. Diese kann entsprechend der
Gleichförmigkeit der Umformung kontinuierlich oder diskontinuierlich erfolgen. Daher soll
im Folgenden ausgehend von den klassischen Modellen der kontinuierlichen Spanbildung auf
die Besonderheiten der diskontinuierlichen Spanbildung und der Bearbeitung sprödharter
Werkstoffe eingegangen werden.
Zur Spanbildung dringt der Schneidkeil des Werkzeugs in den Werkstückwerkstoff ein.
Dadurch liegt in der Zone um den Schneidkeil ein orts- und zeitabhängiger Spannungszustand
vor. Die Überschreitung der Fließ- bzw. Trenngrenze des Werkstückwerkstoffs führt zur
Ausbildung und Abtrennung des Spans und damit zur Änderung der geometrischen Gestalt
des Werkstücks. In Abhängigkeit von den Werkstückwerkstoffeigenschaften und
geometrischen und kinematischen Parametern bilden sich beim Zerspanen verschiedene
Spanarten. Der kontinuierlichen Spanbildung wird der Fließspan zugeordnet. In Abhängigkeit
von den Schnittparametern und Werkstoffeigenschaften entstehen bei der diskontinuierlichen
Spanbildung die in Bild 2.3 ebenfalls aufgeführten Lamellen-, Scher- oder Bröckelspäne
[Deg93, Fri95, Kön97, Kom81, Sha97, Tön00a, Web86]. Eine weitere Einteilung ist durch
BARRY ET AL. [Bar00] vorgenommen worden. Die Autoren unterteilen beim Drehen der
Legierung Ti-6Al-4V in periodisch und aperiodisch erzeugte Späne. Hierbei werden
Acoustic-Emission-Messungen und elektronenmikroskopische Aufnahmen der
Spanoberseiten herangezogen.
Bei der Analyse der Spanbildung sind die Teilvorgänge elastische und plastische Verformung,
Rissbildung und Risswachstum und/oder lokalisierte Scherung gleichsam zu betrachten.
Temperatur und Spannungszustand in Verbindung mit Dehnung und Dehnrate bilden ein hoch
komplexes Netzwerk interagierender Prozesse [Tön99].
2 STAND DER TECHNIK 17
Entstehen durch das Abreißen einzelner Spanteile ohne
nennenswerte Verformung in der Scherebene, typisch für
spröde Werkstoffe
Reiß- oder
Bröckelspäne
Scherspäne Spanteile werden in der Scherzone vollkommen
voneinander getrennt und verschweißen unmittelbar
danach wieder
Fließspäne stetiges Fließen des Werkstoffs im Bereich der Scherzone
bei ausreichender Verformungsfähigkeit, homogenem
Gefüge keiner Beeinträchtigung durch Schwankungen
Lamellenspäne
Fließspäne mit ausgeprägten Lamellen, die bei
ungleichmäßigem Gefüge auftreten oder wenn
Schwingungen zu Schwankungen der Spanungsdicke
führen
Bild 2-3: Spanarten [Deg93, Fri95, Kön97, Sha97, Web86]
Bereits in der ersten Hälfte des 20. Jahrhunderts wurden zahlreiche Untersuchungen zur
Beschreibung der bei der Spanbildung ablaufenden Prozesse vorgestellt. Die Mehrzahl der
vorgeschlagenen Modelle beruht auf empirisch ermittelten Erkenntnissen bei der Bearbeitung
duktiler Stahlwerkstoffe. Hierbei wird eine kontinuierliche homogene plastische Verformung
in der Spanbildungszone angenommen. Betrachtet wird die Spanbildung vorzugsweise
zweidimensional in der Orthogonalebene. Bei genügend großem Verhältnis von
Spanungsbreite zu Spanungsdicke ist diese Modellvorstellung ohne Berücksichtigung der
Spanbreitung und der abweichenden Beanspruchung des Randbereichs hinreichend. Hieraus
abgeleitet werden ein ebener Deformationszustand und ein räumlicher Spannungszustand in
der Spanbildungszone. Zunächst entwickelte PIISPANEN [Pii37] ausgehend von der
Beobachtung, dass die Formänderung in einer schmalen Zone erfolgt, das so genannte
Kartenstapelmodell. später als primäre Scherzone bezeichnet. Von WARNECKE [War74]
wurde hierfür der Begriff der primären Scherzone eingeführt. Durch den Übergang zu
infinitesimal kleinen „Kartendicken“ kommt man zum so genannten Scherebenenmodell. Da
der Formänderungszustand im Span als homogen und die Formänderung als spontan in der
Scherebene erfolgend angenommen werden, weist dieses Modell als Freiheitsgrad nur den
Scherwinkel
Φ
auf. Mit Hilfe der Spandickenstauchung
λ
h also dem Quotienten aus
Spandicke hch und Spanungsdicke h sowie dem Spanwinkel
γ
lässt sich folgender
Zusammenhang geometrisch ableiten:
)sin(
)cos(
)tan(
hγλ
γ
Φ−
=. (2-1)
ERNST [Ern41] und MERCHANT [MER45] stellten den Zusammenhang zwischen dem
Scherwinkel
Φ
und der Intensität der plastischen Formänderung und der Spanflächenreibung
her. Zudem wurde in ihrem Modell gefordert, dass sich die Scherebene in Richtung der
maximalen Schubspannung orientiert. Mit dem Reibungskoeffizient
µ
, der sich unter
18 2 STAND DER TECHNIK
Annahme einer scharfkantigen Schneide aus dem Verhältnis von Passiv- zu Schnittkraft
bestimmen lässt und entsprechender Spanflächenreibung ergibt sich:
()()
µγΦ arctan
2
1
45 −+°= . (2-2)
Hiernach wäre der Scherwinkel unabhängig vom Verhalten des Werkstückwerkstoffs nur
bedingt durch das Reibungsverhalten zwischen Span und Spanfläche. MERCHANT [Mer45] als
auch HUCKS [Huc52] erkannten jedoch die unzureichende Beschreibung der Spanentstehung
unter der Annahme eines ideal-plastischen Werkstoffverhaltens, da im Vergleich zu den
Berechnungen in Experimenten stets kleinere Scherwinkel festgestellt wurden. Basierend auf
den Erkenntnissen der Plastizitätsmechanik berücksichtigten sie die spannungsabhängige
Scherfestigkeit bei der Berechnung des Scherwinkels. Dabei wird ein gleichmäßiger und in
der gesamten Spanbildungszone zweiachsiger Spannungszustand vorausgesetzt. Es wird
zudem angenommen, dass die Fließgrenze eines Werkstoffs mit steigender hydrostatischer
Druckspannung linear steigt [Opi53, Sie53]. Wenn
ψ
der Anstiegswinkel dieser Geraden ist,
ergibt sich nach MERCHANT [MER45]:
() ()()
µγψΦ arctan
2
1
arcsin
2
1
45 −+−°= . (2-3)
Nach HUCKS [Huc52] und OPITZ [Opi53] errechnet sich der Scherwinkel gegenüber
Gleichung (2-3) mit dem doppelten Einfluss des Spanwinkels und einem zweifach so hoch
abgeleiteten Einfluss des Reibkoeffizienten nach:
() ()()
µγψΦ
2arctan2
2
1
arcsin
2
1
45 −+−°= . (2-4)
Ähnliche Modelle wurden von LEE ET AL. [Lee45, Lee53] und OXLEY [Oxl61, Oxl66]
vorgeschlagen, die auf abweichenden Annahmen bezüglich der vorliegenden Spannungs-
zustände beruhen und jeweils unterschiedlich große Einflüsse der Reibung berücksichtigen.
Insbesondere bei negativen effektiven Spanwinkeln trifft jedoch die Annahme eines ebenen
Spannungszustandes mit einer verschwindenden Normalspannung parallel zur Spanfläche
nicht mehr zu [Opi53]. Hinzu kommt, dass bei der Reduzierung der Scherzone auf eine
Scherebene die Formänderungsgeschwindigkeit eines durchlaufenden Volumenelements
mathematisch gegen unendlich geht. Darüber hinaus stellt die Herleitung einer
Scherwinkelbeziehung aus einem einfachen Kräftegleichgewicht und unter Berücksichtigung
einer über die gesamte Scherebene konstanten Schubspannung eine starke Vereinfachung der
realen Vorgänge dar [Gen02].
Dies trifft auch für die Scherzonenmodelle zu, die auf der Theorie der Gleitlinien beruhen
[Web86]. Die Theorie der Gleitlinien ist an die Voraussetzungen eines ebenen
2 STAND DER TECHNIK 19
Formänderungszustand und eines starr-idealplastischen Werkstoffverhaltens gebunden
[Iss95]. Die Nutzung klassischer materialphysikalischer Kennwerte wie Fließkurven und
Reibungskoeffizienten ist zudem nur bedingt zur mathematischen Beschreibung der bei der
Spanbildung auftretenden Phänomene geeignet, da diese unter deutlich abweichenden
Bedingungen ermittelt wurden. SHAW [Sha84] kommt bereits 1984 zu dem Schluss, dass die
bei der Fließspanbildung ablaufenden Vorgänge nicht durch ein auf wenige Parameter
beschränktes Modell beschrieben werden können. Trotz der beschriebenen Einschränkungen
liefert das einfache Scherebenenmodell basierend auf den Vorstellungen von PIISPANEN und
die von MERCHANT vorgeschlagene Scherwinkelbeziehung wichtige Anknüpfungspunkte und
Erklärungsansätze für die bei der Spanbildung auftretenden Erscheinungen [Gen02].
Zur Beschreibung der Spanbildungsmechanismen werden seit einiger Zeit vor allem
numerische Methoden wie die Finite-Element-Methode (FEM) angewendet. Hierbei finden
komplexe Materialgesetze Anwendung, mit denen versucht wird, das Materialverhalten bei
der Spanbildung abzubilden. Hierfür sind jedoch Materialdaten notwendig, die im extremen
Beanspruchungsfeld der Zerspanung mit hohen Dehngeschwindigkeiten
ε
& über 104 s-1, hohen
logarithmischen Gesamtdehnungen von
φ
> 2, und Temperaturen bis zur Schmelztemperatur
des Werkstückwerkstoffs ermittelt werden [Mey05, Hal05]. Bei der Berechnung wird
berücksichtigt, dass das Materialverhalten dehnungs-, dehnraten- und temperaturabhängig ist.
So leitet KREIS [Kre73] bereits 1973 die Ursache für die kontinuierliche Spanbildung bei
Stahlwerkstoffen aus der verformungsabhängigen Verfestigung ab. Mit zunehmender
Verformung nimmt die Festigkeit in der Scherzone zu. Infolge dessen setzt sich die
Verformung in einer angrenzenden Zone mit geringerer Festigkeit fort. Dies würde auch die
Verringerung des Scherwinkels unter den theoretischen Scherwinkel von
Φ
= 45° erklären,
der sich aus der Plastizitätstheorie ergeben müsste.
2.2.2 Diskontinuierliche Spanbildung
Bei der spanenden Bearbeitung intermetallischer Titanaluminide mit geometrisch bestimmter
Schneide erfolgt die Spanbildung nicht kontinuierlich und homogen. Es bilden sich Bröckel-
oder Scherspäne. Zusammenhängende Lamellen- oder Fließspäne konnten nur bei sehr hohen
Schnittgeschwindigkeiten beobachtet werden, bei denen die Schmelztemperatur in der
Spanbildungszone erreicht wurde. Wegen des schnellen Werkzeugverschleißes sind hierbei
jedoch keine stabilen Zerspanvorgänge mit konstanten Geometrie- und Reibverhältnissen
anzunehmen [Uhl06].
Erste Modelle zur Beschreibung der bei der diskontinuierlichen Spanbildung ablaufenden
Teilprozesse wurden bereits kurz nach der Veröffentlichung der Modelle der kontinuierlichen
Spanbildung vorgestellt [Sha54, Rec64]. Mit zunehmendem Interesse an der Zerspanung
höherfester Werkstoffe und dem Vorhandensein geeigneter Schneidstoffe wurden weitere
Untersuchungen an gehärteten Stählen, Nickelbasislegierungen und Titanwerkstoffen
20 2 STAND DER TECHNIK
durchgeführt [Kom81a, Kom81b, Kom82a, Kom82b, Kom86, Kre73, Lee84, Nak74, Sem83,
Sha84, Sha97]. Der Vorgang der diskontinuierlichen Spanbildung wird in der Literatur
zumindest qualitativ einheitlich als zweistufiger Prozess beschrieben. In der Anstauphase
wird ein Bereich des Werkstückwerkstoffs vor der Werkzeugschneide plastisch verformt. Mit
fortschreitender Verformung lokalisiert diese in einer zur Werkstückoberfläche geneigten
Ebene, oft als Scherebene bezeichnet. Das so gebildete Segment wird in der Scherphase
heraus geschoben, wobei kein nennenswerter Widerstand zu überwinden ist (Bild 2-4). Die
beiden Phasen lassen sich in Teilbereiche unterteilen. So leiten TÖNSHOFF ET AL. [Tön05] die
vier Phasen Kontaktherstellung, Stauchung, fortgeschrittene Stauchung und Scherung sowie
Abscheren eines Segments ab.
Spansegment
Werkzeug
Stauphase
Werkstück
vcvc
Scherphase
Bild 2-4: Segmentspanbildung nach KOMANDURI [Kom81b]
Der Grad der Verformung wird im Bereich der Schneidkante entscheidend durch den
vorliegenden Spannungszustand beeinflusst. Die eigentliche Segmentierung wird durch eine
Instabilität ausgelöst, die von komplexen Trenn- und Fügevorgängen begleitet wird [Bäk03,
Clo05a, Clo05b, Clo07, Gen02, Kom81a, Kom81b, Kom82a, Kom82b, Kre73, Klo99, Rös05,
Sha93, Sha97, Tön00a, Tön05, Vya99].
KREIS [Kre73] gibt an, dass der Verformungswiderstand des Titanwerkstoffs direkt nach
Ausbildung der Scherebene infolge der hohen Scher- bzw. Schnittgeschwindigkeit rapide
abnimmt und dadurch die Scherkraft kontinuierlich sinkt (vgl.
Bild 2-5). Die zugleich
eingeleitete Stauchung der neu zu bildenden Lamelle bewirkt ein erneutes Anwachsen der
Schnittkraft (Position 2), bis die Schnittkraft bzw. die Scherkraft so hoch ist (Position 3), dass
die Scherfestigkeit des Materials überschritten und die neue Lamelle gebildet wird.
2 STAND DER TECHNIK 21
Lamelle Schnittzeit
Zerspankraftkomponenten F
i
123
F
c
F
f
F
p
Lamelle Schnittzeit
Zerspankraftkomponenten F
i
123
F
c
F
f
F
p
Bild 2-5: Lamellenspanbildung beim Drehen von TiAl 6V4 nach KREIS [Kre73]
Alle bis heute durchgeführten Untersuchungen zur Spanbildung an Titan und TiAl-
Legierungen stimmen dahingehend überein, dass die Spanbildung stets diskontinuierlich
erfolgt [Kom81a, Kom82a, Vya99, Gen02]. Die Ursache für dieses lokale Versagen, wird in
der Literatur allerdings bis heute kontrovers diskutiert. Im Grundsatz sind zwei Theorien zu
unterscheiden. Das thermoplastische Versagen in Form so genannter adiabater Scherbänder
und die Theorie des spröden Versagens in Form von Rissen [Gen02, Sha97, Tön00a]. Die sich
entsprechend bildenden Späne werden als Lamellen- sowie Scher- oder Sägezahnspäne
bezeichnet. Die thermoplastische Theorie geht auf ein Modell von RECHT [Rec64] zurück. Er
führte das lokale Versagen bei der Lamellenspanbildung auf das Vorliegen eines Maximums
der Fließspannung zurück, die sich durch die Wechselwirkung von dehnungsabhängiger
Verfestigung und thermischer Entfestigung ergibt. Hiernach wird angenommen, dass eine
Scherlokalisierung erfolgt, wenn die thermische Entfestigung die verformungsabhängige
Verfestigung übersteigt. Die weitere Verformung wird dann in den bereits entfestigten
Werkstoffbereichen erfolgen und lokalisiert [Lee84, Sem83].
Gefördert wird dies durch eine geringe Wärmeleitfähigkeit des Werkstückwerkstoffs. Auch
eine Phasenumwandlung kann eine Verformungslokalisierung fördern, wenn wie bei
Stahlwerkstoffen und Titanlegierungen die Hochtemperaturphasen deutlich mehr
unabhängige Gleitsysteme aufweisen [Gek98, Kom82a].
HOU et al. [Hou95] haben 1995 in einem thermomechanischen Modell das von RECHT
[Rec64] aufgestellte Scherinstabilitätsmodell aufgegriffen und eine analytische Vorhersage
der Scherlokalisierung in Abhängigkeit der Temperatur vorgestellt. Die Autoren sprechen die
22 2 STAND DER TECHNIK
Entstehung von Segmentierungen dem thermoplastischen Versagen zu und entwickelten ein
Modell der thermomechanischen Scherinstabilität. Sie berechneten den Temperaturanstieg in
der Spanwurzel unter Berücksichtigung der Wärmeleitung in den einzelnen Stadien der
Segmentierung. Im Ergebnis sagten sie für die Ti-6Al-4V eine kritische
Schnittgeschwindigkeit von vc = 8 m/min für den Übergang vom Fließ- zum Segmentspan
voraus [Hou95, Hou97]. Die hierin vorgestellten analytischen Untersuchungen sind jedoch
kritisch zu beurteilen, da zum einen die zugrunde liegenden Werkstoffgesetze aus Versuche
abgeleitet wurden, bei denen die Formänderungsgeschwindigkeiten deutlich von den bei der
Zerspanung vorliegenden Dehnraten abweichen. Darüber hinaus wird die
Werkstoffgeschichte, d. h. der Formänderungszustand des Werkstoffs, der bei eintretender
Instabilität vorliegt, nicht berücksichtigt. MOLLINARI ET AL. [Mol02] stellten für die Legierung
Ti-6Al-4V bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 720 m/min lediglich einen Wechsel der
Art der diskontinuierlichen Spanbildung fest. So erfolgt mit steigender
Schnittgeschwindigkeit ein Übergang von ausgedehnten und verformten zu adiabaten
Scherbändern.
GENTE [Gen02] stellt bei Versuchen am Werkstoff Ti-6Al-4V fest, dass unabhängig von der
Schnittgeschwindigkeit bei der Zerspanung dieses Werkstoffs immer diskontinuierliche
Spanbildung auftritt. Entgegengesetzt zu Hochgeschwindigkeitsversuchen wurden von ihm
Versuche unter quasistatischen Bedingungen mit einer Schnittgeschwindigkeit von unter
vc = 1 mm/min durchgeführt. Zur Erzeugung der Schnittbewegung wurde die Schneide dafür
mit einem Schraubstock gegen ein Werkstück bewegt. Trotz der geringen
Schnittgeschwindigkeit bildete sich ein Segmentspan. Gestützt durch seine Untersuchungen
an Ti-6Al-4V schließt GENTE die Theorie des thermoplastischen Versagens als alleinige
Ursache aus, da die entstehende Umformwärme trotz der geringen Wärmeleitfähigkeit
genügend Zeit hat, um aus der Spanbildungszone zu diffundieren. Darüber hinaus fehlten
Fließlinien an den Segmenträndern. Am Werkstück bildete sich ein Riss, der bis zur Schneide
durchlief, was für die Theorie des spröden Versagens spricht.
GENTE [Gen02] gibt zudem an, dass das lokale Versagen geschwindigkeitsunabhängig und
spröde erfolgt. Nach ihm ist die Spanbildungszone in zwei Bereiche zu unterteilen. So treten
an der Schneidkante deutlich höhere Verformungen auf als unterhalb der freien
Werkstückoberfläche. Eine Lokalisierung der weiteren Verformung infolge der hohen
Formänderungen in der Stauzone hält der Autor jedoch nicht für möglich. Bezüglich der
Reibkoeffizienten folgert GENTE [Gen02], dass diese bei der Hochgeschwindigkeits-
bearbeitung sehr klein ausfallen, da die hohen Flächenpressungen zu Temperaturen in der
Randzone führen, die nahe dem Schmelzpunkt des Werkstückwerkstoffs liegen. Somit kommt
es zu einer Selbstbegrenzung der Reibung. Für den untersuchten Werkstoff Ti-6Al-4V wird
von GENTE eine Grenzgeschwindigkeit von vc = 1000 m/min angegeben. Da auch durch
Schmierung keine geringeren Reibungskoeffizienten zu erwarten sind, gibt der Autor an, dass
2 STAND DER TECHNIK 23
nur Schneidstoffe mit höherer Temperaturfestigkeit bis ca.
ϑ
= 1500 °C eine
Leistungssteigerung bei der Zerspanung von Ti-6Al-4V ermöglichen würden.
Bereits zu Beginn der 70er Jahre des 20. Jh. berichtete NAKAYAMA [Nak74], dass beim
Drehen von kaltverformtem Messing (Zn 40) segmentierte Späne entstehen, bei denen keine
Scherbänder feststellbar waren. Diese werden wegen ihrer geometrischen Gestalt oft als
Sägezahnspäne bezeichnet. Im Folgenden soll jedoch die ebenfalls gebräuchliche
Bezeichnung Segmentspan verwendet werden. Wobei die Diskontinuität auf von der
Scherspanbildung abweichenden Mechanismen beruht und daher nicht mit dieser verwechselt
werden darf. Aufbauend auf die Beobachtungen bei der Zerspanung von Messing und
gehärtetem Stahl wurde von NAKAYAMA [Nak74] eine neue Theorie zur Bildung von
Sägezahnspänen vorgestellt, die im Wesentlichen auf der Bildung und dem Wachstum von
Rissen beruht. Hierbei erfolgt zunächst eine Aufstauung von Werkstückwerkstoff parallel zur
wirkenden Zerspankraft. Da wegen des fehlenden Materials senkrecht zur freien
Werkstückoberfläche keine hemmende Normalspannung aufgebaut werden kann, erfolgt hier
die Bildung und das Wachstum eines Risses entlang der Richtung maximaler Scherung.
Ausgehend von experimentellen Ergebnissen, die meist im Bereich der Hartzerspanung an
Stählen durchgeführt wurden, wird angenommen, dass reine Scherung vorliegt und der Riss
daher stets unter einem Winkel von
Φ
= 45° erfolgt. Nach der Rissbildung pflanzt sich dieser
entlang der Ebene mit maximaler Scherspannung fort, bis die stetig zunehmenden
Drucknormalspannungen senkrecht zur Rissausbreitungsrichtung ein weiteres Risswachstum
unterbinden. Hier schließt sich nach NAKAYAMA [Nak74, Nak88] ein Bereich an, der durch
lokale Mikrorisse gekennzeichnet ist. Adiabate Scherbänder treten nach SHAW [Sha97] nur in
diesem Bereich als Folge der hohen inhomogenen Beanspruchungen und in zeitlicher Folge
der groben Rissbildung in dem der freien Werkstückoberfläche zugewandten Bereich auf. Zu
ähnlichen Ergebnissen kommen ELBESTAWI ET AL. [Elb96] bei der Bearbeitung gehärteter
Stähle.
VYAS [Vya99] und SHAW [Sha93, Sha97] widersprechen in ihren Ausführungen ebenfalls der
Theorie des thermoplastischen Versagens. Sie beobachteten in ihren Untersuchungen an
Ti-6Al-4V auseinanderklaffende Segmente in den Spanwurzeln und interpretierten diese als
Risse. Der Riss verlängert sich in Richtung Werkzeugschneide und wird mit steigenden
Normalspannungen zunehmend diskontinuierlich [Kom82, Nak74, Nak88]. Eine Rissbildung
an der Schneidkante ist aufgrund der dort herrschenden hohen Druckspannungen unmöglich
[Sem83]. SHAW [Sha97] unterteilt die Spanbildungszone in Anlehnung an NAKAYAMA in
einen Bereich groben Risswachstums und einen Mikrorissbereich und kommt zu dem Schluss,
dass nur im letztgenannten adiabate Scherungen vorliegen können und zeitlich der groben
Rissbildung folgen.
24 2 STAND DER TECHNIK
DENKENA ET AL. [Den07] untersuchten den Einfluss der Schneidkantenrundung r
β im
Verhältnis zur Spanungsdicke h auf die Spanbildung bei der Zerspanung von C45E
(AlSl1045). Zur Beschreibung der Abhängigkeit des Scherwinkels von den vorliegenden
geometrischen Verhältnissen wurde der effektive Spanwinkel nach Schmidt herangezogen,
der sich im Fall von rβ > h wie folgt errechnet:
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛−= 1arcsin
β
ff r
h
e
γ
. (2-5)
Die Schneidkantenverrundung beeinflusst die Scherbandbreite und den Segmentierungsgrad
der sich bildenden Späne. Während die Scherbandbreite mit fallendem Verhältnis h/rβ steigt,
sinkt der Segmentierungsgrad. Gleichsam wurden Versuche mit stark positivem, (
γ
o = 45°)
neutralem und stark negativem (
γ
ο
= -45°) Spanwinkel durchgeführt. Hierbei zeigte sich, dass
der Scherwinkel mit abnehmendem Spanwinkel sinkt. Jedoch trat bei stark negativem
Spanwinkel eine Lokalisierung der Verformung auf. Es bildeten sich Lamellenspäne im
Vergleich zu den Fließspänen mit kontinuierlicher Verformung bei neutralem und stark
positivem Spanwinkel.
CLOS ET AL. [Clo05a, Clo07] beschreiben die Fließspanbildung als Sonderform der
diskontinuierlichen Segmentspanbildung bei der der „Scherbandabstand“ sehr klein wird.
Wobei trotz des Übergangs in das oben beschriebene „Kartenstapelmodell“ von PIISPANEN
und MERCHANT von grundsätzlich abweichender Verformungsmechanik ausgegangen werden
muss, da hierbei keine homogene Scherung vorausgesetzt wird. Der Übergang vom Fließ-
zum Segmentspan ist ein dynamischer Größeneffekt, beeinflusst durch geometrische,
kinematische und materialphysikalische Parameter. CLOS ET AL. [Clo05a, Clo07] haben in
Experimenten mit einem durch Druckluft beschleunigten Schlagkolben (SHPB) bei sehr
hohen Geschwindigkeiten die Werkstoffe 100Cr6 und Ck45 zerspant. Dabei wurden
Temperaturen in den Scherzonen ermittelt und anhand der gebildeten Späne der
Segmentierungsgrad ausgewertet. Die Autoren haben zur Beschreibung des sich in
Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit und der Spanungsdicke einstellenden
Übergangs von kontinuierlicher zu diskontinuierlicher Spanbildung eine
Skalierungsgleichung entwickelt. Aus dieser folgt, dass der Übergang bei feststehender
Schnittgeschwindigkeit durch Verringerung der Spanungsdicke bzw. Steigerung der
Schneidkantenverrundung erreicht werden kann. Gleichwertig hierzu stellen die Autoren
ebenfalls fest, dass bei feststehender Spanungsdicke der Übergang von kontinuierlicher zu
diskontinuierlicher Spanbildung durch Steigerung der Schnittgeschwindigkeit erreicht werden
kann.
CLOS ET AL. [Clo05b] ziehen aufgrund von Scherversuchen an Ck45 und In718 den Schluss,
dass eine Verformungslokalisierung mit der Entwicklung einer thermo-plastischen Instabilität
2 STAND DER TECHNIK 25
startet, die mit Versagen/Materialtrennung endet. Die thermo-plastische Instabilität kann in
Abhängigkeit von der Mehrachsigkeit q des Spannungszustands in einen Scherriss oder
Schubbruch übergehen. Die Mehrachsigkeit eines Spannungszustands wird als Verhältnis von
kritischer Schubspannung
τ
krit oder Vergleichsspannung
σ
v zur hydrostatischen
Normalspannung
σ
m, definiert. Zu beachten ist, dass die Mehrachsigkeit im amerikanischen
Sprachgebrauch auch als hierzu reziprokes Verhältnis angegeben wird [Joh85, Iss95, Clo05b].
Bezüglich der vielfach beobachteten adiabatischen Scherbänder stellen die Autoren fest, dass
diese nicht das Endstadium einer Verformungslokalisierung darstellen. Vielmehr entstehen
adiabatische Scherbänder nach der Lokalisierung infolge von Reibung.
Ein zur Simulation mittels der FEM eingesetztes Materialgesetz muss demnach
Schädigungsprozesse und Materialversagen explizit berücksichtigen. Dazu wurde von
SIEVERT ET AL. [Sie05b] ein viskoplastisches Modell (Johnson-Cook) um den Term der
duktilen Schädigung ergänzt. Mit diesem Modell gelang sowohl die simulative Darstellung
einer segmentierten Spanbildung als auch der in Scherbändern gemessenen Temperaturen.
Auch die beim Drehen der Legierung IN718 mit steigender Schnittgeschwindigkeit
abnehmenden mittleren Schnittkräfte konnten wiedergegeben werden [Clo05b, Uhl05].
BLÜMKE [Blü01] und LANDUA [Lan05] berichten über einen eindeutigen Zusammenhang
zwischen Spanbildungsmechanismus und Auslagerungszustand bei der Zerspanung von
Aluminiumwerkstoffen. Bei der Zerspanung des unteralterten Werkstoffs wurden die Späne
unabhängig von der Schnittgeschwindigkeit diskontinuierlich gebildet, während bei der
Bearbeitung des überalterten Werkstoffs stets kontinuierliche Späne auftraten. Der maximal
ausgehärtete Zustand lieferte Späne, bei denen segmentierte und kontinuierliche Bereiche
auftreten. Ein oft beobachteter schnittgeschwindigkeitsabhängiger Übergang vom
kontinuierlichen Span zum Segmentspan wurde für keinen Auslagerungszustand festgestellt.
Die Instabilitäten, die zur Lokalisierung der Verformung und zur diskontinuierlichen
Spanbildung führen, können gemäß SULLIVAN ET AL. [Sul78] nicht durch beim
Zerspanprozess entstehende Maschinenschwingungen ausgelöst werden. Die
Segmentierungsfrequenzen sind deutlich höher als die Eigenfrequenzen der
Maschinensysteme. Durch dynamische Druck-Scherversuche wies LANDUA nach, dass die
Scherlokalisierung durch das Zusammenlagern von Gleitlinien zu scherlokalisierten Bändern
in der Scherebene entsteht. Mit zunehmender Verformung bildete sich durch Verbindung
zunächst lokalisierter Scherungen ein makroskopisches Scherband unter 45° zur
Belastungsrichtung durch die gesamte Probe hindurch. Die Ausbreitungsrichtung des
Scherbandes wird bei der Spanbildung analog zu den Druck-Scherversuchen rein von den
Geometrieverhältnissen an der Schneide bestimmt. Die Scherlokalisierung ist somit im
Werkstoffgefüge begründet und verläuft nach LANDUA [Lan05] stets kristallographisch
definiert. Die Scherbandausbreitung bei weiterer Verformung erfolgt jedoch nicht
26 2 STAND DER TECHNIK
kristallographisch bestimmt. LANDUA ermittelte zudem, dass die gefügebedingten
Unterschiede der Werkstoffeigenschaften einen stärkeren Einfluss auf die Spanbildung als die
Schnittgeschwindigkeit ausüben. Bei den Fräsversuchen wurde für verschiedene
Werkstückwerkstoffe entweder die Bildung kontinuierlicher oder segmentierter Späne
beobachtet. Ein durch Erhöhung der Schnittgeschwindigkeit verursachter Übergang von
kontinuierlichen zu segmentierten Spänen wurde im untersuchten
Schnittgeschwindigkeitsbereich nicht beobachtet. Die Schnittgeschwindigkeit bestimmt
jedoch beim Auftreten von Spansegmentierung den Segmentierungsgrad. Eine stärkere
Lokalisierung der Verformung in adiabaten Scherbändern wird zudem durch geringe
Wärmeleitfähigkeiten wie im Fall von Titanlegierungen gefördert.
BRINKSMEIER ET AL. [Bri05] untersuchten den Einfluss des Werkstückwerkstoffs auf die
Spanbildungsmechanismen beim Hochgeschwindigkeitspanen in der Kinematik des Außen-
Längs-Runddrehens. Zur Charakterisierung wurde der Segmentierungsgrad GS herangezogen,
der sich aus der maximalen hchmax und minimalen hchmin Spandicke nach Gleichung (2-6)
errechnet:
max
chminchmax
S
ch
h
hh
G
−
=. (2-6)
Die entsprechenden Spandicken wurden in Aufnahmen von Spanquerschliffen ermittelt. Mit
zunehmender Härte der verwendeten Werkstoffe konnte eine signifikante Zunahme des
Segmentierungsgrads festgestellt werden. Bei Werkstoffhärten oberhalb von 48 HRC wurde
keine weitere Steigerung des Segmentierungsgrads festgestellt. Hier verringerte sich jedoch
der Segmentierungsabstand P zweier aufeinander folgender Segmente, gemessen in
Schnittrichtung. Gleichzeitig zeigten die Autoren einen Zusammenhang zwischen der
Temperaturleitfähigkeit und der Tendenz zur Bildung segmentierter Späne. Für die
untersuchten Stahl- und Aluminiumwerkstoffe ermittelten die Autoren einen Anstieg des
Segmentierungsgrads mit abnehmender Temperaturleitfähigkeit. Darüber hinaus wurden die
Randzoneneigenschaften der bearbeiteten Bauteile charakterisiert.
Auch ABELE ET AL. [Abe05] kommen aufgrund von Untersuchungen zum Planfräsen der
Werkstückwerkstoffe AlZnMgCu1,5 und 40CrMnMo7 zu dem Schluss, dass die Spanbildung
im Wesentlichen von den Werkstoffeigenschaften abhängt. Die technologischen Parameter
Schnittgeschwindigkeit und Zahnvorschub zeigen den Autoren zu Folge nur sekundären
Einfluss. Für die untersuchte Aluminiumlegierung wurde bei allen Auslagerungszuständen ein
Abfall der Schnittkraft mit zunehmender Schnittgeschwindigkeit beobachtet. Beim Fräsen der
Legierung 40CrMnMo7 konnte eine Abhängigkeit des Schnittkraftabfalls vom Gefügezustand
festgestellt werden. Zwischen der ermittelten Vickershärte und dem maximalen
Schnittkraftabfall lag ein fast linearer Zusammenhang vor.
2 STAND DER TECHNIK 27
Bei steigenden Schnittgeschwindigkeiten entstehen bei den meisten Werkstoffen segmentierte
Späne. Dies wird darauf zurückgeführt, dass diese Art der Spanbildung unter minimalem
Energieaufwand abläuft. Segmentspäne weisen große Bereiche mit geringer Verformung auf.
In den Randbereichen zwischen den Spansegmenten und an der Spanunterseite liegen jedoch
stark verformte Zonen und eventuell Scherlokalisierung vor. SIEMS ET AL. [Sie05a] zeigen,
dass es bei der Zerspanung der Stahlwerkstoffe C22 und Ck45 bis zu einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 8000 m/min zur kontinuierlichen Bildung von Fließspänen
kommt. Ausgehend von der Spanoberseite verlaufen die Strukturlinien zunächst linear. Durch
sekundäre Scherung infolge der Spanflächenreibung werden sie jedoch zunehmend abgelenkt
und laufen bogenförmig in einer Fließschicht an der Spanunterseite aus. Die Dicke der
Fließschicht nimmt mit steigender Schnittgeschwindigkeit ab. Die Autoren nutzen zur
Beschreibung der Fließspanbildung den von Merchant abgeleiteten Zusammenhang zwischen
Spandickenstauchung
λ
h, Scherwinkel
Φ
und Verformung tan(
Χ
). Aus der Verformung, die
einer ebenen Scherung gleichgesetzt werden kann, lässt sich der Vergleichsumformgrad
ϕ
ableiten. Hierbei wird ein ebener Deformationszustand angenommen, der den Vergleich
verschiedener Verformungsarten wie Dehnungen, Stauchungen oder Scherungen ermöglicht.
Der Umformgrad kann der wahren Dehnung gleichgesetzt werden, die in Fließkurven zur
Charakterisierung des Materialverhaltens dient [Mer45].
SIEMS ET AL. [Sie05a] berichten, dass Stahlwerkstoffe mit hohen Bruchdehnungen und
niedrigen Zugfestigkeiten keinen ausgeprägten Hochgeschwindigkeitsbereich aufweisen, der
durch Spansegmentierung und Schnittkraftabfall gekennzeichnet wird. Werkstoffe mit hoher
Zugfestigkeit und geringer Bruchdehnung zeigen dagegen bei hohen Verformungen und
Verformungsgeschwindigkeiten einen starken Abfall der adiabaten Fließkurve. Woraus eine
höhere thermische Entfestigung geschlossen wird. Hinsichtlich der Temperaturen an der
Oberfläche der Schnittfläche kommen die Autoren zu dem Schluss, dass die begrenzende
Schmelztemperatur bei Werkstoffen mit hoher Festigkeit und geringer Bruchdehnung in
Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit früher erreicht wird als bei duktilen
Werkstoffen mit geringerer Festigkeit. Darüber hinaus schließen die Autoren, dass der
steigende thermische Einfluss zu Zugeigenspannungen in der Schnittflächenrandzone nach
der Hochgeschwindigkeitsbearbeitung führen kann.
UHLMANN ET AL. [Uhl05] stellen bei experimentellen und numerischen Untersuchungen zur
Spanbildung beim Außen-Längs-Runddrehen von IN 718 fest, dass der Segmentierungs-
grad Gs mit steigender Schnittgeschwindigkeit zunächst zunimmt. Nach Erreichen eines
Maximums sinkt dieser jedoch wieder mit weiter steigender Schnittgeschwindigkeit.
Segmentbreite und Scherbanddicke nehmen dagegen im untersuchten
Schnittgeschwindigkeitsbereich ab. Eine Abhängigkeit des Segmentierungsgrads vom
Vorschub wiesen die Autoren nicht nach.
28 2 STAND DER TECHNIK
HOFFMEISTER ET AL. [Hof05] untersuchten anhand von Hochgeschwindigkeits- und
Schnellstoppexperimenten wie sich die plastische Verformung, die Stofftrennung und
-umlenkung insbesondere bei hohen Schnittgeschwindigkeiten einstellen. Zerspant wurden
die beiden metallischen Legierungen Ti-6Al-4V und Inconel 718. Die Spansegmentierung
nahm bei beiden Werkstoffen mit steigender Spanungsdicke zu. Bei im Verhältnis zur
Schneidkantenrundung großen Spanungsdicken zeigte sich in den Modellzerspanversuchen
ein nahezu schnittgeschwindigkeits- und spanungsdickenunabhängiger Verlauf der
spezifischen Schnittkraft. Dagegen wurde bei geringen Spanungsdicken im Bereich der
Schneidkantenrundung und negativen Spanwinkeln eine Abnahme der spezifischen
Schnittkraft mit steigender Schnittkraft beobachtet. Hieraus schließen die Autoren, dass der
Umformgrad bei der Zerspanung von Ti-6Al-4V mit zunehmender Schnittgeschwindigkeit
bezüglich der aufzuwendenden Zerspanenergie an Bedeutung verliert. Die im Bereich von
vc = 5 m/s bis vc = 80 m/s erzeugten Späne zeigten eine ausgeprägt gleichmäßige und
periodische Segmentierung. Durch Steigerung von Spanungsdicke und/oder
Schnittgeschwindigkeit wurde die Segmentierungsneigung noch verstärkt und es bildeten sich
Einzelsegmente. Die Randzonen der Schnittflächen der Werkstücke aus Ti-6Al-4V wiesen
eine durch Scherverformung hervorgerufene Struktur auf. Eigenspannungsmessungen
ergaben, dass direkt an der Werkstückoberfläche Zugeigenspannungen vorlagen, die auf die
hohen Kontaktzonentemperaturen zurückgeführt werden.
In Spanwurzeln, die bei Schnellstoppversuchen mit Ti-6Al-4V erzeugt wurden, konnten von
RÖSLER ET AL. [Rös05] keine Anzeichen für Risse, Poren oder andere
Schädigungsmechanismen festgestellt werden. Trennungen traten hier lediglich an der
Spanoberseite auf. Aus den Experimenten und Simulationen leiten die Autoren ab, dass eine
Segmentspanbildung in folgenden Stufen verläuft: Der Prozess beginnt mit einer Stauchung
des Werkstückwerkstoffs. Die Verformung konzentriert sich nun zunächst auf einen aufwärts
gerichteten Bereich direkt vor der Schneidkante. Unter weiterer Lokalisierung wird das so
gebildete Segment heraus geschoben. Hierbei fallen die Schnittkräfte deutlich ab, während die
Temperaturen in den sich formenden Scherbändern steigen. Die Autoren schließen, dass eine
Scherlokalisierung nur eintreten kann, wenn die Spannungs-Dehnungskurve ein deutliches
Maximum aufweist. Hierfür muss Erweichung eintreten. Die Erweichung kann thermisch
bedingt als adiabatische Scherung erfolgen. Andere Mechanismen werden von den Autoren
nicht näher beschrieben. Wenn die Dehnung bei vorliegendem Spannungsmaximum klein ist,
beginnt die Segmentierung früh und die Schädigung des Materials ist weniger ausgeprägt. Die
Stärke der Lokalisierung steigt mit zunehmend negativer Steigung der adiabatischen
Fließkurve nach Überschreiten des Maximums. Die Autoren geben jedoch an, dass die
getroffenen Feststellungen nur für den Fall einer geringen Geschwindigkeitsabhängigkeit
Gültigkeit besitzen. Wenn die dehnratenabhängige Verfestigung die thermische Entfestigung
übertrifft, kann die Scherlokalisierung verhindert werden. Allgemein kann zusammengefasst
werden, dass Werkstoffe mit hoher Festigkeit eine geringe verformungsabhängige
2 STAND DER TECHNIK 29
Verfestigung zeigen und daher eher zu Segmentierung bei der Zerspanung neigen. Darüber
hinaus können weitere Schädigungsmechanismen wirksam werden. Dies trifft insbesondere
auf Ti-6Al-4V als auch auf andere hexagonale Werkstoffe (Zink, Magnesium) zu. Diese
Werkstoffe bilden bei der Zerspanung mit allen untersuchten Schnittgeschwindigkeiten stets
segmentierte Späne aus. Ein Hinweis auf Rissbildung als entscheidender Mechanismus bei
der Segmentspanbildung wurde dagegen nicht festgestellt.
Den Einfluss des Vorschubs auf die Spanbildung und den Scherwinkel erklären die Autoren
mit der Entfestigung des Werkstückwerkstoffs zwischen der primären und sekundären
Scherzone. Durch die bei kleinen Vorschüben vergleichsweise geringe umgeformte Masse
verläuft ein fast vollständiger Temperaturausgleich schneller ab als bei höheren Vorschüben.
Wodurch auch die Scherlokalisierung erst bei höheren Schnittgeschwindigkeiten einsetzt. Mit
zunehmender Schnittgeschwindigkeit nimmt die Periodenlänge P der Segmentierung ab.
Umform- und Scherweg zeigen ein entsprechendes Verhalten. Woraus TÖNSHOFF ET AL.
[Tön05] folgern, dass die Verformung des Werkstoffs im Bereich der Schneidkante mit
zunehmender Schnittgeschwindigkeit abnimmt und die relativ geringen auftretenden
Dehnungen nicht als Ursache der Scherlokalisierung angesehen werden. Die Modelle zur
Beschreibung der Fließspanbildung lassen sich nicht auf die diskontinuierliche Spanbildung
übertragen. Scherwinkel und -geschwindigkeit variieren während der Segmentspanbildung in
Abhängigkeit von Zeit und Ort.
2.2.3 Wirkmechanismen bei der Zerspanung sprödharter Werkstoffe
PÉREZ [Pér05] stellte bei seinen Zerspanexperimenten zum Planfräsen an der in
Abschnitt 2.1.2 bereits mehrfach beschriebenen γ-TiAl-TiB2 Legierung mit nahezu lamellarer
Struktur stets eine diskontinuierlich ablaufende Spanbildung fest. Zugrunde gelegt wird von
PÉREZ das Spanbildungsmodell von KOMANDURI [Kom81a, Kom81b, Kom82a, Kom82b]. Im
Folgenden sollen die bei der Zerspanung sprödharter Werkstoffe zu berücksichtigenden
Besonderheiten beleuchtet werden.
Die Zerspanung sprödharter Werkstoffe führt häufig zu starken Randzonenschädigungen wie
Ausbrüchen und Rissen. Aber auch spröde Werkstoffe weisen unter bestimmten Bedingungen
plastische Fließeigenschaften auf. Eine Materialabtrennung unter Ausnutzung dieses duktilen
Bereiches ermöglicht die spanende Herstellung defektminimierter Oberflächen und
Randzonen. TÖNSHOFF ET AL. [Tön00a] werfen im Zusammenhang mit der Hartbearbeitung
die Frage auf, wie und warum sich glatte Oberflächen bei der spanenden Bearbeitung
gehärteter Stähle realisieren lassen, die bei Zugversuchen bis zum Bruch ein nahezu
vollständig lineares Verhalten ohne Plastizitätsbereich aufweisen. Zur Erklärung des
plastischen Verhaltens werden die thermodynamische und die hydrostatische Theorie
diskutiert.
30 2 STAND DER TECHNIK
Angewendet auf die spanende Bearbeitung erklärt die thermodynamische Theorie die
Verformungsfähigkeit durch die Erwärmung der Spanbildungszone. Die bei der Zerspanung
eingebrachte mechanische Energie wird nahezu ausschließlich in Wärme umgesetzt, die die
Spanbildungszone vor der Werkzeugschneide durchwärmt und somit zu einer Entfestigung
und steigenden Verformbarkeit führt. Dieser Effekt wird als „selbstinduzierte
Warmzerspanung“ bezeichnet. Die Ergebnisse von BRANDT [Bra95] bei Zerspanversuchen
mit unterschiedlichen Schneidstoffen und Schnittgeschwindigkeiten lassen jedoch den
Schluss zu, dass die thermodynamische Theorie als unzureichend für die Erklärung der
schädigungsminimierten Oberflächenentstehung bei der Hartzerspanung angesehen werden
kann.
Bezüglich der hydrostatischen Theorie verweisen TÖNSHOFF ET AL. [Tön00a] auf die
Versuche von V. KÁRMAN [Kár11]. Dieser hat in Festigkeitsversuchen, bei denen erstmalig
ein definierter, hydrostatischer Umgebungsdruck eingestellt wurde, an Marmor und Sandstein
signifikant höhere plastische Verformungen unter Wirkung von hohem hydrostatischem
Druck erreicht. Er bestätigt mit seinen Versuchen zudem die Mohr´sche Hypothese nach der
die Fließgrenze mit zunehmendem hydrostatischen Druck ansteigt. Hydrostatische
Druckzustände erhöhen die zur Bildung von Rissen und Ausbrüchen notwendigen Energien
und fördern so eine duktile Materialtrennung bei niedrigeren Energieeinträgen [Kár11, Bri47].
Die Schubspannungshypothese, nach der die kritische Schubspannung
τ
krit konstant, also
unabhängig von der auf die Gleitebene wirkenden Normalspannung
σ
m ist, lässt ein Versagen
selbst bei beliebig großen hydrostatischen Spannungszuständen zu.
Mit der hauptsächlich für die Beschreibung des Verhaltens spröder Werkstoffe verwendeten
Normalspannungshypothese kann dagegen das Vermögen spröder Werkstoffe, unter Druck
durch Abgleiten zu versagen, nicht erklärt werden. MOHR [vgl. Iss95] hat diese beiden
Ansätze zusammengefasst. Danach hängt die kritische Schubspannung im Sinne einer inneren
Reibung von der auf die Gleitebene wirkenden Normalspannung ab. KOCHENDÖRFER [Koc53]
erklärt dies anschaulich mit dem sog. Wellblechmodell. Das sich daraus ergebende Modell
der Mohr’schen Hüllparabel führte auch MERCHANT [Mer45] und HUCKS [Huc52]zu
Erstellung der bereits dargestellten Abhängigkeiten des Scherwinkels vom
Werkstoffverhalten. Hierbei wurde jedoch vereinfachend ein linearer Anstieg der
Versagenskurve angenommen (vgl. Abschn. 2.2.1). Die Mohr’sche Hüllparabel verläuft im
σ
-
τ
Schaubild durch die Versagenspunkte. Diese ergeben sich als Berührpunkte der Grenzlinie
mit den MOHR’schen Spannungskreisen. Bei sprödharten Werkstoffen ist diese Hüllparabel
im Gegensatz zu duktilen Materialien weit geöffnet. Bei sehr duktilen Werkstoffen kann von
einem zur
σ
-Achse parallelen Verlauf ausgegangen werden [Iss95].
BRINKSMEIER [Bri96, Bri06] gibt in Anlehnung an KÁRMAN [Kár11] und BRIDGMAN [Bri47]
als Vorraussetzung für eine duktile Materialabtrennung das Vorliegen günstiger
2 STAND DER TECHNIK 31
Druckspannungsverhältnisse vor der Schneide an. Nachgewiesen hat er dies anhand von
Ritzversuchen unter hydrostatischem Druck an einkristallinem Silicium. Unter
Umgebungsdruck wurde rein sprödes Materialverhalten festgestellt. Bei Steigerung des
hydrostatischen Umgebungsdrucks auf p = 200 MPa konnte ein deutlich abweichendes
Materialverhalten mit hohem duktilen Anteil beobachtet werden. Darüber hinaus erhöhte sich
die kritische Grenzspanungsdicke unter der Wirkung des hohen hydrostatischen
Umgebungsdrucks. Dieser wird gerade im Zusammenhang mit der Schleif- oder
Präzisionsbearbeitung auch von weiteren Autoren als Voraussetzung für eine duktile
Zerspanung spröder Werkstoffe angegeben [Bri47, Kai92, Klo90, Spi95, Uhl93].
In Analogieversuchen durch Einkornritzen hat UHLMANN [Uhl93] an verschiedenen
Keramiken neben elastischem Materialverhalten auch vollständig plastisches Verhalten
festgestellt. Er nennt hohe Scherspannungen und hydrostatische Druckzustände als Ursachen
für Versetzungsgleiten und das Vorliegen einer Verdichtungszone an. Er gibt weiterhin an,
dass durch einen stark negativen Spanwinkel ein hoher hydrostatischer
Druckspannungszustand vor der Schneide des Ritzwerkzeugs vorliegt. Darauf führt er die
trotz großer Zustellung vorliegende plastische Reaktion des Werkstoffs zurück, die eine
Rissbildung unterdrückt bzw. zu größeren ertragbaren Lasten führt. Vergleichende
Untersuchungen mit unterschiedlich verrundeten Schneiden ergaben zudem, dass der
Verrundungsradius einen signifikanten Einfluss auf den Anteil plastischer Verformung
besitzt. Er kommt zu dem Schluss, dass es dann zu plastischen Verformungen kommt, wenn
eine Grenzspanungsdicke und eine damit einhergehende Grenzbelastung von Teilbereichen
des Werkstückwerkstoffs nicht überschritten werden. Die Grenzspanungsdicke steigt mit dem
kritischen Spannungsintensitätsfaktor KIc. Darüber hinaus fördern hohe Prozesstemperaturen
die Duktilität.
SCHINKER [Sch91] hat Glaswerkstoffe spanend bearbeitet und gibt an, dass die Überlagerung
des Druckspannungsfeldes mit den Schubspannungen durch die Schnittbewegung des
Werkzeugs ursächlich für das Abgleiten von Lamellen ist. Die dabei erzeugte Reibungswärme
bewirkt dann die Erwärmung des Spans und der Werkstückrandzone bis zur
Schmelztemperatur. Über die Erzeugung eines hydrostatischen Druckspannungszustands in
der Spanbildungszone hinaus ist die Unterschreitung einer materialabhängigen
Grenzspanungsdicke unbedingte Voraussetzung für eine duktile Zerspanung sprödharter
Werkstoffe [Sch91, Uhl92]. Aufgrund der Schneidengeometrie mit Eckenradius wächst bei
konventionellen Zerspanvorgängen die Spanungsdicke von Null bis zu einem von Vorschub f,
Schnitttiefe ap und Einstellwinkel
κ
abhängigen Wert an. Als maximale Spanungsdicke kann
der Vorschub f herangezogen werden. Ursachen für das Vorliegen einer Grenzspanungsdicke,
deren Überschreiten zu Rissbildung und Oberflächenausbrüchen bei der Zerspanung führt,
geben die Autoren jedoch nicht an. Auch KOCH [Koc91] berichtet, dass ein negativer
32 2 STAND DER TECHNIK
Spanwinkel die Ausbildung eines hydrostatischen Druckspannungsfeldes fördert.
BRINKSMEIER [Bri96] bestätigt dies anhand von Ritzversuche an einkristallinem Silizium.
Verrundete Schneiden, bei denen ähnlich der Schleifbearbeitung hohe negative Spanwinkel in
der Trennzone vorliegen, führen zur Ausbildung hoher hydrostatischer
Druckspannungszustände vor der Werkzeugschneide. SPINTIG [Spi95] erklärt dadurch in
Anlehnung an KLOOS [Klo90] und KAISER [Kai92] sogar die Möglichkeit der Ausbildung von
Fließspänen bei der spanenden Bearbeitung gehärteter Stähle.
Zusammenfassend kann festgestellt werden, dass der im Bereich der Schneidkante
vorliegende hydrostatische Druckspannungszustand als Ursache für die hohe Verformbarkeit
sprödharter Werkstoffe angenommen werden kann. Gleichzeitig bestimmt die Verformung in
der Stauzone vor der Schneidkante die Spanbildung auch bei duktilen Werkstoffen, die in
Abhängigkeit von den geometrischen und kinematischen Einstellgrößen bei der Zerspanung
kontinuierlich oder diskontinuierlich verformt werden. Eine geschlossene Darstellung der bei
der Spanbildung ablaufenden Vorgänge und Abhängigkeiten ist bisher aufgrund der
Komplexität noch nicht gelungen. Intermetallische Titanaluminide stellen aufgrund ihres
Eigenschaftsprofils, welches keramische und metallische Anteile aufweist, geeignete
Modellwerkstoffe zur Untersuchung elementarer Spanbildungsmechanismen dar. Neben
experimentellen Untersuchungen bieten die numerischen Methoden hierzu geeignet
erscheinende Hilfsmittel.
3 ZIELSTELLUNG UND VORGEHENSWEISE 33
3 Zielstellung und Vorgehensweise
Intermetallische Titanaluminide (TiAl) bieten eine Vielzahl von Vorteilen gegenüber
konventionellen Werkstoffen. Insbesondere das geringe spezifische Gewicht, der hohe
Schmelzpunkt, der hohe Korrosionswiderstand, der hohe Kriechwiderstand sowie die hohe
Zugfestigkeit über einen großen Temperaturbereich können hier angeführt werden. Den
hervorragenden Eigenschaften dieser Werkstoffgruppe stehen jedoch auch Nachteile
gegenüber. Ihre geringe Duktilität bei Raumtemperatur und die im Vergleich zu Stahl geringe
Wärmeleitfähigkeit des Materials erschweren die Zerspanung. Dabei besitzt die spanende
Bearbeitung eines Bauteils aus Titanaluminiden unter dem Aspekt einer prozesssicheren und
preisgünstigen Fertigungstechnologie eine Schlüsselfunktion bei der wirtschaftlichen Nutzung
und Akzeptanz dieser neuen Strukturwerkstoffe [Ber08, Klo06, Kni00, Kni05, Kni07, Liu95,
Noe94, Sma94, Uhl01a, Uhl01b, Uhl03a, Uhl03b, Uhl03c,].
Intermetallische Aluminide unterscheiden sich in ihrem Zerspanverhalten deutlich von
konventionellen hochwarmfesten Werkstoffen. Das kann vor allem auf die unterschiedlichen
Spanbildungsmechanismen zurückgeführt werden. Die spröden Werkstoffe auf der Basis der
intermetallischen Verbindung TiAl neigen bei der Bearbeitung mit ungünstigen
Schnittparametern zur Bildung von Ausbrüchen und Rissen in der Oberfläche. Aufgrund der
hohen Sicherheitsanforderungen im Turbinenbau und im Bereich der Verbrennungsmotoren,
den potentiellen Hauptanwendungsgebieten der intermetallischen Titanaluminide, müssen
daher die Bearbeitungsprozesse derart ausgelegt werden, dass ungünstige
Randzonenstrukturen und Rissbildungen vermieden werden. Weiterhin lassen sich Parameter,
die sich bei hochwarmfesten Legierungen bewährt haben, nicht unmittelbar auf
intermetallische Phasen übertragen [Aus99, Ber08, Bie08, Eck96, Sau89, Uhl04a, Uhl04b,
Uhl06, Uhl07, Zep05].
Die in den Abschnitten 2.1.2 und 2.1.3 dargestellten Bearbeitungsergebnisse hinsichtlich
Oberflächengüte und Randzonenmorphologie zeigen eine deutliche Abhängigkeit von den
kinematischen Schnittparametern. Daraus lässt sich die Möglichkeit einer Bearbeitung im
Duktilitätsbereich der intermetallischen Werkstoffe durch die geeignete Wahl der
Einstellparameter ablesen. Um in den Duktilitätsbereich der untersuchten Legierung
vordringen zu können, ist die Kenntnis der tribologischen Wechselwirkungen und der
Spanbildungsmechanismen erforderlich. Für eine wirtschaftliche Bearbeitung mit geometrisch
bestimmter Schneide muss darüber hinaus das Standverhalten und die
Randzonenbeeinflussung analysiert werden.
Die Bereitstellung der technologischen Grundlagen und geeigneter Bearbeitungsstrategien für
die schädigungsarme und wirtschaftliche Zerspanung von intermetallischen TiAl-Werkstoffen
mit geometrisch bestimmter Schneide stellt das Hauptziel dieser Arbeit dar. Zum Erreichen
34 3 ZIELSTELLUNG UND VORGEHENSWEISE
der Zielstellung sind in die in Bild 3-1 dargestellten und im Folgenden erläuterten Teilziele
formuliert worden.
Hauptziel: Bereitstellung technologischer Grundlagen für die schädigungsarme und
wirtschaftliche Zerspanung von intermetallischen TiAl-Werkstoffen mit
geometrisch bestimmter Schneide
Modellverschleißtests:
Kalottenschlifftest,
Stift-Scheibe-Test,
Diffusionstest
Teilziel 1:
Kenntnis des
Anwendungspotenzials
verschiedener Schneidstoffe
unter Berücksichtigung der
tribologischen
Beanspruchungen
Teilziel 2:
Kenntnis der Einflüsse von
Temperatur,
Schnittgeschwindigkeit und
Spanungsdicke auf den
Spanbildungsprozess
Teilziel 3:
Kenntnis der Einflüsse der
geometrischen und
kinematischen Kenngrößen
auf den Zerspanprozess und
das Bearbeitungsergebnis
beim Drehen
Zerspanversuche:
Schnittkräfte und
Verschleißverhalten,
Randzoneneigenschaften und
Zeitfestigkeitsverhalten
Analogieversuche:
Quasistatische Zerspanversuche,
Versuche zum Orthogonaldrehen,
FEM-Analyse
Bild 3-1: Zielsetzung und Vorgehensweise
Teilziel 1: Kenntnis des Anwendungspotenzials verschiedener Schneidstoffe unter
Berücksichtigung der tribologischen Beanspruchungen
Die Analyse des Verschleißverhaltens in Abhängigkeit der Randbedingungen des
tribologischen Systems ermöglicht die zielgerichtete Optimierung bestehender
Schneidstoffsysteme und lässt Hinweise für die Entwicklung neuer Schneidstoffe zu. Daher
stellen Modellverschleißversuche eine Basis zur Auswahl geeigneter Schneidstoffsysteme für
die spanende Bearbeitung intermetallischer Titanaluminide dar.
Teilziel 2: Kenntnis der Einflüsse von Temperatur, Schnittgeschw indigkeit und
Spanungsdicke auf den Spanbildungsprozess
Die Ermittlung der Wechselwirkungen zwischen den geometrischen und kinematischen
Kenngrößen und der in der Wirkzone herrschenden Temperatur bildet die Grundlage für die
erfolgreiche Bereitstellung geeigneter Bearbeitungstechnologien. Die Klärung der
Abhängigkeit der Spanbildungsmechanismen von den Randbedingungen ermöglicht die
Voraussage von geeigneten Bearbeitungsparameterkombinationen für die duktile Zerspanung.
Teilziel 3: Kenntnis d er Einflüsse der geometrischen und kinematischen Ken ngrößen
auf den Zerspanprozess und das Bearbeitungsergebnis beim Drehen
Der Einfluss der geometrischen und kinematischen Kenngrößen ist vom verwendeten
Schneidstoff und dem zu zerspanenden Werkstoff abhängig. Bearbeitungsversuche mit den
ausgewählten Schneidstoffen und die Analyse des Bearbeitungsergebnisses bilden die
3 ZIELSTELLUNG UND VORGEHENSWEISE 35
Grundlage für die Optimierung der Bearbeitungsstrategie zur Herstellung defektfreier
Randzonen mittels geometrisch bestimmter Schneide.
Zur Erreichung der Teilziele sind entsprechend Bild 3-1 die im Folgenden beschriebenen
Untersuchungen vorgesehen. Zunächst erfolgen tribologische Tests mit in Voruntersuchungen
und Literaturrecherchen ermittelten Schneidstoffgruppen. In diesen Tests soll versucht
werden, den Widerstand der einzelnen Schneidstoffe gegenüber den wesentlichen
Verschleißmechanismen Abrasion und Adhäsion zu ermitteln. Dazu findet der am IWF der
TU Berlin installierte und für diese Versuche modifizierte Kalottenschlifftest Anwendung.
Darüber hinaus erfolgt die Bewertung des Verschleißwiderstands anhand eines in Anlehnung
an die Stift-Scheibe-Anordnung abgewandelten Reibtests. Durch die in Abschnitt 4
beschriebene Versuchsanordnung ist es möglich, praxisrelevante Reibgeschwindigkeiten
einzustellen. In Ergänzung zu diesen Versuchen erfolgen zudem Tests zum
Diffusionsverhalten bei hochharten Schneidstoffen auf der Basis von Diamant und kubischem
Bornitrid.
Zur Charakterisierung der Spanbildung sind Versuche in orthogonaler Anordnung
vorgesehen. Die Schnittgeschwindigkeiten variieren dabei von vc = 0,01 m/min bei den
Versuchen in quasistatischer Anordnung und vc = 300 m/min beim Orthogonaldrehen
scheibenförmiger Proben. Bei den mit sehr geringer Prozessgeschwindigkeit durchgeführten
Versuchen werden gezielt die geometrischen Zerspanparameter Spanungsdicke und
Schneidkantenverrundung variiert. Ziel ist es, ein Modell hinsichtlich der Abhängigkeit der
energetischen Zerspanungskenngröße spezifische Schnittkraft und der Spanungsdicke und der
Schneidkantenrundung abzuleiten. Zudem wird der Einfluss der Werkstücktemperatur auf das
Spanbildungsverhalten der intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 in stranggepresstem
Gefügezustand untersucht. Die Versuche zum Orthogonaldrehen vereinen die orthogonale
Kinematik mit realen Eingriffsbedingungen hinsichtlich Schnittgeschwindigkeit und
Vorschub beim Drehen. Abgeschlossen werden die Analogieversuche durch Betrachtungen
des Zerspanvorgangs anhand von FEM-Simulationsrechnungen.
Anhand von realen Zerspanversuchen sollen die aus den Modell- und Analogieversuchen
ermittelten Erkenntnisse auf praxisrelevante Eingriffsregime übertragen werden. Bei Außen-
Längs-Runddreh- sowie Plandrehversuchen werden die Zerspankräfte ermittelt, das
Standverhalten der einzelnen Schneidstoffe geprüft und die Auswirkungen des
Zerspanprozesses auf die Schnittflächen- und Randzoneneigenschaften untersucht. Zum
Abschluss werden Umlaufbiegeversuche durchgeführt. Hierdurch soll ermittelt werden, ob
die Einstellung unterschiedlicher Zerspanungsparameter bei der Probenherstellung Einfluss
auf die erreichbaren Versagenslastspielwechsel ausübt.
36 4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN
4 Versuchsbedingungen und Messmethoden
4.1 Werkstückwerkstoff
Im Fokus der Entwicklungen stehen derzeit die TiAl-Legierungen der dritten Generation, bei
denen insbesondere durch Zugabe von Niob die Anwendungseigenschaften verbessert
wurden. Als Werkstückwerkstoff wurde daher die von der GKSS-
FORSCHUNGSZENTRUM GEESTHACHT GmbH entwickelte TiAl-Legierung TNBV5 mit
der in Tabelle 4-1 aufgeführten chemischen Zusammensetzung verwendet. Die Zugabe von
Niob führt insbesondere zur Steigerung des Oxidations- und Kriechwiderstands. Darüber
hinaus sind hohe Festigkeiten erzielbar. Hergestellt wurden die Werkstücke durch die GfE
METALLE UND MATERIALIEN GMBH, Nürnberg.
Tabelle 4-1: Chemische Zusammensetzung der TiAl-Legierung TNBV5
Element Titan - Ti Aluminium - Al Niob - Nb Kohlenstoff - C Bor - B
At.-% 49,6 45 5 0,2 0,2
Entsprechend der Zusammensetzung ergibt sich für diese Legierung ein zweiphasiger
Gefügeaufbau (vgl. Bild 4-1). Die Werkstoffeigenschaften werden neben der chemischen
Zusammensetzung wesentlich durch die thermomechanische Vorbehandlung determiniert.
Verwendung fand sowohl Material im Gusszustand (fully lamellar) als auch nachträglich
stranggepresste Proben. Diese weisen eine near-gamma Gefügestruktur mit geringerer
Korngröße auf. In Bild 4-1 sind exemplarisch Eigenschaften gegenübergestellt.
0,63 J/gK0,63 J/gKWärmekapazität
13 W/mK13 W/mKWärmeleitfähigkeit
25 MPa⋅m
1/2
18 MPa⋅m
1/2
Bruchzähigkeit
2,0 %0,5 %Bruchdehnung
1100 MPa780 MPaZugfestigkeit
1050 MPa600 MPaElastizitätsgrenze
150 GPa150 GPaElastizitätsmodul
strang-
gepresst
gegossenEigenschaft*
0,63 J/gK0,63 J/gKWärmekapazität
13 W/mK13 W/mKWärmeleitfähigkeit
25 MPa⋅m
1/2
18 MPa⋅m
1/2
Bruchzähigkeit
2,0 %0,5 %Bruchdehnung
1100 MPa780 MPaZugfestigkeit
1050 MPa600 MPaElastizitätsgrenze
150 GPa150 GPaElastizitätsmodul
strang-
gepresst
gegossenEigenschaft*
β
α
α + γ
α
2
+ γ
γ
S
α
2
36 40 44 48 at.% 56
Aluminiumanteil
Temperatur
1000
1100
1200
1300
1400
°C
1600
TNBV5
* bei Raumtemperatur
Bild 4-1: Auszug aus dem Phasendiagramm des Zweistoffsystem Ti-Al und Eigenschaften der Legierung
TNBV5 [Herstellerangaben GfE Metalle und Materialien GmbH]
4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN 37
Die zylindrischen Primärkörper (Ingots) wurden durch Vakuum-Lichtbogenschmelzen
hergestellt und 3-fach umgeschmolzen (VAR – Vacuum Arc Remelting), um die Homogenität
zu steigern. Das zugeführte Bor dient der Kornfeinung und liegt überwiegend in Form von
Titandiborid (TiB2) vor. Die Koloniegröße kann dadurch deutlich reduziert, Festigkeit sowie
Duktilität verbessert werden [App02, Che99, Güt03, Klo99, Kni05, Zha99]. Werkstücke im
Gusszustand fanden bei den Untersuchungen zum Standverhalten beim Längs-Außen-
Runddrehen Anwendung.
Zur Herstellung des thermomechanisch vorbehandelten Materials wurden ebenfalls bei der
Firma GfE METALLE UND MATERIALIEN GMBH, Nürnberg, aus dem Ingot durch
Runddrehen gefertigte Zylinder mit einer Trennfolie aus Molybdän als Diffusionsbarriere
versehen und gekapselt durch einen Stahlmantel, induktiv angewärmt. Im direkten
Pressverfahren erfolgte dann die Umformung bei Temperaturen zwischen
1200 °C und 1300 °C. Neben der Verringerung der Korngrößen werden durch
heißisostatisches Pressen (HIP) schmelzmetallurgisch bedingte Defekte wie Segregationen,
Poren und Lunker eliminiert [App02, Cha02, Güt03, Zha00].
In Bild 4-2, links sind die großen lamellaren Kornkolonien des Werkstoffs im Gusszustand zu
erkennen. Die Korngrößen liegen im Bereich von 100 µm bis 1000 µm. An den Korngrenzen
und Tripelpunkten liegen zum Teil globulare Bereiche mit höherem α2-Gehalt vor. Darüber
hinaus konnten in beiden Gefügemodifikationen stängelförmige Ausscheidungen festgestellt
werden, bei denen energiedispersive Elementanalysen im Vergleich zum Grundwerkstoff
höhere Anteile von Niob ergaben. Die thermomechanische Behandlung durch Strangpressen
führt neben der Ausbildung eines nahezu vollständig globularen (near-gamma) Gefüges zu
deutlich geringeren Korngrößen im Bereich kleiner 10 µm. Parallel zur Strangpressrichtung
stellt sich zudem eine ausgeprägte Textur ein (vgl. Bild 4-2, rechts). Die ursprünglich
lamellare Struktur war auch hier anhand von Koloniebildung mit von der Strangpresstextur
abweichender Zeiligkeit zu erkennen.
stranggepresst 10 µm10 µm
Gussgefüge 50 µm50 µm
Bild 4-2: Rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen (BSE-Modus) der Gefüge der verwendeten TiAl-
Legierung TNBV5, links Gusszustand, rechts stranggepresst, parallel zur Strangpressrichtung
38 4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN
4.2 Schneidstoffe und Werkzeuge
Als Schneidstoffe wurden neben unbeschichtetem Hartmetall auch verschiedene
Schichtsysteme, Keramiken und Schneidstoffe auf der Basis von polykristallinem Diamant
(PKD) und polykristallinem kubischem Bornitrid (PCBN) verwendet. In Tabelle 4-2 sind die
untersuchten Schneidstoffe mit Angaben zur Zusammensetzung und zum Aufbau enthalten.
Tabelle 4-2: Wendeschneidplatten und Schneidstoffe
Bezeichnung Hersteller Schneidstoff Spezifikationen
MG12 Ceratizit
(Hartmetall),
Mapal (WSP)
Feinstkornhartmetall Wendeschneidplatten SPUN 120308
Korngröße: 0,5 µm bis 0,8 µm
Binder: Kobalt, 6 Vol.-%
H13A Sandvik Feinstkornhartmetall Wendeschneidplatten RCMX 120400
Korngröße: 0,5 µm bis 0,8 µm
Binder: Kobalt, 6 Vol.-%
nACVIC Platit
(Beschichtung)
mehrlagen-
beschichtetes
Feinstkornhartmetall
Wendeschneidplatten SPUN 120308
Schichtzusammensetzung: AlTiCrN+CBC
Schichtdicke: 1 µm bis 7 µm
CrN Platit
(Beschichtung)
einlagenbeschichtetes
Feinstkornhartmetall
Wendeschneidplatten SPUN 120308
Schichtzusammensetzung: CrN
Schichtdicke: 1 µm bis 4 µm
ZrN Platit
(Beschichtung)
einlagenbeschichtetes
Feinstkornhartmetall
Wendeschneidplatten SPUN 120308
Schichtzusammensetzung: ZrN
Schichtdicke: 1 µm bis 4 µm
3005 Sandvik mehrlagen-
beschichtetes
Feinstkornhartmetall
Wendeschneidplatten SPUN 120308
Schichtzusammensetzung: TiAlN
Schichtdicke: 1 µm bis 3 µm
C650, C670 Sandvik Aluminiumoxid
(Mischkeramik)
Wendeschneidplatten SPGN 120408
C650: Al2O3 Mischkeramik,
C670: Al2O3 SiC-whiskerverstärkt
KY1540 Kennametal SiAlON
(Mischkeramik)
Wendeschneidplatten SNGN 120708
SiAlON Mischkeramik
DBW85 element6 PCBN vollflächig auf
Hartmetallunterlage
Wendeschneidplatten SPUN und RNGN
CBN-Anteil: 85 Vol.-%, Korngröße: 2 µm
Binder: Wolfram-Kobalt und Aluminium
DCC500 element6 PCBN vollflächig auf
Hartmetallunterlage
Wendeschneidplatten SPUN und RNGN
CBN-Anteil: 50 Vol.-%, Korngröße: 2 µm
Binder: Titankarbid (TiC)
AMB90 element6 PCBN Wendeschneidplatten SPUN 120308
CBN-Anteil: 90 Gew.-%, Korngröße: 9 µm
Binder: Aluminium-Keramik
CTM302 element6 Mischkorn-PKD
vollflächig auf
Hartmetallunterlage
Wendeschneidplatten SPUN und RNGN
Diamant-Anteil: 92 Vol.-%, Korngröße: 2 µm
bis 30 µm
Binder: Kobalt
4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN 39
Einsatz fanden Wendeschneidplatten der Spezifikationen SPUN, SNGN sowie RCMX und
RNGN gemäß ISO 1832. Die hochharten Schneidstoffe DBW85, DCC500, CTM302 wiesen
Hartmetallunterlagen auf, in die entweder Schneidecken eingelötet wurden oder auf denen
andererseits die Hartstoffe vollflächig als Decklage ausgebildet war. Die verwendeten
Keramiken und Hartmetalle lagen als Vollmaterial-Wendeschneidplatten vor. Montiert
wurden die Wendeschneidplatten in entsprechende Klemmhalter nach ISO 5608. Die
Wendeschneidplatten aus dem Hartmetall MG12 wurden für die tribologischen
Untersuchungen zusätzlich durch die Firma PLATIT AG, Grenchen, Schweiz, mit den in
Tabelle 4-2 aufgeführten Hartstoffbeschichtungen versehen. Darüber hinaus sind die
Versuche zum Einfluss des Spanwinkels beim Drehen an mit von der Firma MAPAL
PRÄZISIONSWERKZEUGE DR. KRESS KG, Aalen, speziell nachbearbeiteten
Wendeschneidplatten erfolgt. Für die Untersuchungen zum Außen-Längs-Runddrehen fanden
zudem runde Wendeschneidplatten aus dem Feinstkornhartmetall H13A Anwendung, die
kommerziell von der Firma SANDVIK, Sandviken, Schweden, angeboten werden.
4.3 Versuchseinrichtungen und -durchführung
4.3.1 Tribologische Untersuchungen
Stift-Scheibe-Test
Zur Bewertung des Widerstands gegen adhäsiven Verschleiß wurde in Anlehnung an die 1997
zurückgezogenen Normen DIN 50320ff ein Versuchsstand entworfen, mit dem
Wendeschneidplatten in einer Stift-Scheibe-Anordnung als Grundkörper verwendet werden
konnten (vgl. Bild 4-3). Dazu wurde die Spanfläche der Wendeschneidplatten an die
Umfangsfläche eines rotierenden Gegenkörpers aus der TiAl-Legierung TNBV5 gepresst.
Tribologische Untersuchungen
Triboversuchsstand:
Typ: Stift-Scheibe
Hersteller: IWF Berlin
Baujahr: 2006
max. Drehzahl: n
max
= 6000 min
-1
Grundkörper:
Wendeschneidplatten SPUN; RNGN
Schneidstoffe:
MG12; DBW85; CTM302
Gegenkörper:
TiAl TNBV5, stranggepresst
F
rt
F
rn
F
rt
F
rn
Bild 4-3: Stift-Scheibe-Versuchsaufbau zur Charakterisierung des Verschleißverhaltens verschiedener
Grundkörper und dem Gegenkörper aus der TiAl-Legierung TNBV5
40 4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN
Durch Variation der Belastungsgewichte erfolgte die Einstellung der Reibnormalkraft Frn. Die
Reibtangentialkraft Frt wurde mit einem 3-Komponenten-Dynamometer vom Typ 9257B,
Firma KISTLER INSTRUMENTE AG, Winterthur, Schweiz, erfasst. Aus dem Quotienten
aus Reibtangential- und Reibnormalkraft, dem Reibungskoeffizienten µ, kann auf die
Adhäsionsneigung bei den jeweiligen Reibpartnerkombinationen geschlossen werden. Die aus
dem stranggepressten Werkstückwerkstoff TNBV5 gefertigten Scheiben der Grundkörper
hatten eine Breite von 2,0 mm. Zur Verringerung der bei der Herstellung und Montage
auftretenden Unrundheiten wurden die Scheiben vor den Versuchen im montierten Zustand
durch Orthogonaldrehen vorbereitet. Es wurden jeweils vier Versuche pro
Versuchsbedingung durchgeführt. Vereinfachend blieben bei den durchgeführten Versuchen
die sich durch die ausbildenden Reibspuren ändernden Kontaktflächenverhältnisse
unberücksichtigt.
Kalottenschlifftest
Das Kalottenschliffverfahren diente sowohl nach DIN EN 1071-02 als Methode zur
Bestimmung der Schichtdicke der beschichteten Wendeschneidplatten als auch nach
DIN EN 1071-06 zur Beurteilung des Abriebwiderstands der verschiedenen Schneidstoffe
und Beschichtungen. Mittels einer Heizmanschette konnte die Probentemperatur auf bis zu
ϑ
= 400 °C gesteigert werden (vgl. Bild 4-4). Hierzu werden in die Grundkörperoberflächen
kugelabschnittsförmige Vertiefungen (Kalotten) durch eine Stahlkugel als formübertragenden
Gegenkörper und Abrasivmittel eingebracht. Die durch einen Antrieb in Rotation versetzte
Stahlkugel wird durch die doppelkegelige Ausführung der Antriebswelle und die
Probenoberfläche abgestützt.
Tribologische Untersuchungen
Triboversuchsstand:
Typ: Kalottenschliff
Hersteller: IWF Berlin
Baujahr: 2006
Grundkörper:
verschiedene Wendeschneidplatten
Gegenkörper:
Kugel, d= 30mm, 100Cr6
Drehzahl: n
Kugel
= 1060 min-1
Abrasivmittel:
SiC1000
Bild 4-4: Kalottenschliffgerät zur Bestimmung der Schichtdicke und der Beständigkeit gegen Abrasion auch
bei erhöhter Probentemperatur
4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN 41
Die Drehzahl wurde konstant auf nKugel = 1060 min-1 eingestellt. Dies entspricht einer
Tangentialgeschwindigkeit von 100 m/min. Als Abrasivmittel kam bei den Versuchen ohne
Probenerwärmung eine SiC-Suspension von 1 g SiC-1000 Hartstoffpartikeln je 100 ml
Wasser und 5 ml Aquasol 185-Additiv zum Einsatz. Die Partikelgröße betrug 5 µm. Somit ist
das hier verwendete Verfahren dem Profilläppen gemäß DIN 8589-15 zuzuordnen.
Zur Bestimmung der Verschleißtiefe wurden die Durchmesser der erzeugten Kalotten
mikroskopisch vermessen. Unter der Annahme eines idealen Kugelabschnitts erfolgte daraus
die Berechnung der Verschleißtiefe Wt. Die Versuche zur Ermittlung des Abriebwiderstands
wurden sowohl ohne zusätzliche Erwärmung der Wendeschneidplatten als auch bei der
maximal erreichten Probentemperatur von
ϑ
= 400 °C durchgeführt. Hierbei erfolgte die
Zufuhr des Abrasivmittels in trockener Form. Die ermittelten Verschleißtiefen lassen somit
einen Vergleich der Abriebbeständigkeit der einzelnen Schneidstoffe untereinander zu. Eine
Analyse der Temperaturabhängigkeit des Abriebwiderstands war nicht Gegenstand der
vorliegenden Arbeit.
Diffusionstest
Zur Prüfung der Diffusionsneigung der beteiligten tribologischen Partner wurden
kegelstumpfförmig zulaufende Gegenkörper aus der stranggepressten Legierung TNBV5
gefertigt. Diffusion ist ein thermisch aktivierter Prozess. Daher nimmt der Einfluss mit
steigender Spanflächentemperatur zu. Wie im Vorfeld am IWF der TU Berlin erfolgte
Versuche zum Außen-Längs-Runddrehen der intermetallischen TiAl-Legierung γ-MET
gezeigt haben, nehmen die Spanflächentemperaturen mit der Schnittgeschwindigkeit stetig zu
[Uhl03]. Daher steigt auch die Diffusionsneigung mit der Schnittgeschwindigkeit. Hochharte
Schneidstoffe auf der Basis von PCBN und PKD wurden bereits erfolgreich für die
Hochgeschwindigkeitsbearbeitung eingesetzt [Ber06, Uhl03b, Uhl06]. Daher wurden die
Diffusionstests mit den in Tabelle 4-1 beschriebenen Schneidstoffen DBW85 und CTM302
durchgeführt. Die Grundkörper aus den jeweiligen Schneidstoffen und die Gegenkörper aus
TiAl wurden mit Hilfe einer konventionellen Material-Prüfmaschine T1-FR150SN.A4K der
Firma ZWICK GMBH & CO, Ulm, gegeneinander gepresst. Die Flächenpressung wurde bei
allen Versuchen konstant bei pF = 200 MPa belassen.
Die Einstellung der Probentemperatur erfolgte mit dem für Hochtemperaturversuche
ausgelegten Ringofen der Material-Prüfmaschine. Die Probentemperatur wurde in Anlehnung
an die Modellversuche zur Spanbildung auf
ϑ
= 800 °C eingestellt und mittels
Thermoelementen überwacht. Die Versuchsdauer betrug jeweils 30 min. Die
Versuchsauswertung erfolgte anhand von energiedispersiven Elementanalysen (EDX) im
Rasterelektronenmikroskop (REM) vom Typ LEO 1455 VP der Firma LEO
ELEKTRONENMIKROSKOPIE GMBH, Oberkochen. Diese erfolgten sowohl an Stellen mit
als auch an Stellen ohne Kontakt der tribologischen Partner Schneidstoff und TiAl-Legierung.
42 4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN
4.3.2 Quasistatische Zerspanversuche
Grundlage für den Versuchsaufbau bildet eine konventionelle Material-Prüfmaschine
T1-FR150SN.A4K der Firma ZWICK GMBH & CO, Ulm, Deutschland. Dieses mit
Kugelumlaufspindeln arbeitende Prüfsystem wurde für Zug-, Druck- und Biegeversuche
entwickelt und ist für Untersuchungen mit zügigem, ruhendem, schwellendem oder
wechselndem Beanspruchungsverhalten ausgelegt. Der installierte Kraftaufnehmer der
Material-Prüfmaschine arbeitet mit Dehnungsmessstreifen (DMS). Die Messwert-
Erfassungsrate im System liegt bei 500 Hz die Übertragungsrate zum Messrechner bei
10 Hz bis 100 Hz. Die Material-Prüfmaschine weist einen breiten Bereich der einstellbaren
Traversengeschwindigkeit von 0,0005 mm/min bis 900 mm/min auf.
Wesentliche Aufgabe bei der Konstruktion des Versuchsaufbaus bestand in der Ermöglichung
einer reproduzierbaren Positionierung und Orientierung von Werkzeug und Werkstück.
Zudem war die Einbindung eines zusätzlichen Messsystems zur Aufnahme der
Passivkraftkomponente erforderlich. Dazu wurde das nach dem piezo-elektrischen Verfahren
arbeitende 3-Komponenten-Dynamometer vom Typ 9257B, Firma KISTLER
INSTRUMENTE AG, Winterthur, Schweiz, montiert (Bild 4-5). Mit Ladungsverstärkern des
Typs 5011B, ebenfalls von der Firma KISTLER INSTRUMENTE AG, wurden die Ladungen
in äquivalente Spannungen transformiert und an einen Messrechner weitergeleitet. Die
Digitalisierung der aufgenommenen Spannungen erfolgte mit der A/D-Wandlerkarte
KPCI-3102 der Firma KEITHLEY, Cleveland (Ohio), USA. Ausgewertet wurden die
Versuche mit der Software LabView der Firma NATIONAL INSTRUMENTS
CORPORATION, Austin (Texas), USA.
Die Eigenfrequenz des 3-Komponenten-Dynamometers wird vom Hersteller in z-Richtung
(entspricht Schnittrichtung im Versuch) und ohne Aufbau mit fe = 3,5 kHz angegeben. Auf
der Spannfläche des 3-Komponenten-Dynamometer diente eine Spannvorrichtung zur
Befestigung des Werkzeugs. Die Zustellung wurde über eine Feinverstellung mittels
Mikrometerschraube realisiert. Aufgrund der zusätzlichen Massen lässt sich die resultierende
Eigenfrequenz gem. Gleichung (4-1) mit der Steifheit c des Quarzkristallsensors und der
Zusatzmasse m abschätzen:
m
c
fe
π
2
1
= (4-1)
Die Steifheit wird vom Hersteller mit c ≥ 1 kN/µm angegeben. Die Zusatzmasse des Aufbaus
betrug m = 2710 g, die zusätzlich zu den 2500 g der oberen Befestigungsplatte hinzugerechnet
werden müssen. Daraus ergibt sich eine Eigenfrequenz von fe ≥ 2,2 kHz. Hieraus lässt sich
ableiten, dass bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 0,01 m/min eine minimal auflösbare
Periodenlänge Pmin von weniger als 0,1 µm erreicht wird. Voruntersuchungen ergaben
4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN 43
mindestens um den Faktor 10 höhere Periodenlängen. Die bei der Spanbildung infolge von
Segmentierung auftretenden Schnittkraftschwankungen können somit abgebildet werden.
Quasistatische
Versuchsdurchführung Annahme eines nahezu
isothermen Prozesses
Werkstückwerkstoff TiAl-TNBV5
Gefügezustand stranggepresst
Probengeometrie 15 x 20 x 1,3 mm
Werkstückprobe
Werkzeug
Bild 4-5: Aufbau zur quasistatischen Versuchsführung
Die Schnittgeschwindigkeit wurde so gering eingestellt, um eine thermische Erweichung der
Spanbildungszone infolge der bei der Verformung in Wärme umgewandelten mechanischen
Energie weitestgehend zu verhindern. Somit kann ein nahezu isothermer Prozess
angenommen werden. Dies ermöglicht zum einen die gezielte Untersuchung des Einflusses
der Werkstücktemperatur. Darüber hinaus kann der Einfluss einer thermisch bedingten
Entfestigung auf die Lokalisierung der plastischen Verformung und die Segmentierung bei
der Spanbildung verringert werden.
Die Flachproben aus dem Werkstückmaterial wurden in einem Stempel aufgenommen. Die in
Passivrichtung vorliegenden Kräfte führten in Vorversuchen zu einer Reduzierung der
eingestellten Spanungsdicke durch Verlagerung des Druckstempels. Deshalb wurde ein
Abstützblock mit einem Messing-Gleitlager installiert, welches die präzise Versuchsführung
bis zu minimalen Spanungsdicken von h = 3 µm ermöglichte.
Der Einfluss der Temperatur auf die Spanbildungsmechanismen, die auftretenden
Prozesskräfte und die Schnittflächenausbildung wurde am stranggepressten
Werkstückwerkstoff TiAl TNBV5 untersucht. Dazu wurden U-förmige Proben funkenerosiv
herausgetrennt. Die Auswahl der Probengeometrie erfolgte in Anlehnung an CLOS ET AL.
[Clo05b], die Untersuchungen zum Verformungsverhalten der Nickelbasislegierung
Inconel 718 mit Hilfe des Split-Hopkinson-Pressure-Bar Tests durchführten.
44 4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN
Die Einstellung der Werkstücktemperaturen erfolgte mit Hilfe eines zusätzlich an der
Materialprüfmaschine installierten Rohrofens vom Typ SF624 der Firma SEVERN
FURNACES LIMITED, Thornbury Bristol, Großbritannien. Die Temperaturregelung erfolgte
mit Hilfe des Temperatur Controllers vom Typ 409.81C der Firma MTS SYSTEMS CORP.,
Minneapolis, USA. Die maximal einstellbare Ofentemperatur betrug
ϑ
= 1100 °C. Der
Innendurchmesser des Rohrofens betrug 40 mm. Durch die untere und obere Öffnung, durch
die die Druckstempel eingeführt wurden, entstand ein Schornsteineffekt, der die maximal
erreichbare Probentemperatur auf
ϑ
= 850 °C reduzierte. Zur Temperaturmessung innerhalb
der Probenkörper wurden Miniatur-Mantel-Thermoelemente mit der Thermopaarung Ni-CrNi
vom Typ Alumel Chromel TKA 05/25 der Firma THERMOCOAX SNC, Suresnes,
Frankreich, eingesetzt. Diese Thermoelemente verfügen über eine nahezu lineare Kennlinie
und einen Messbereich von
ϑ
= -200 °C bis 1275 °C.
4.3.3 Versuche zum Drehen
Für die Untersuchungen zum Orthogonal- und Plandrehen scheibenförmiger Proben sowie
zum Außen-Längs-Runddrehen zylindrischer Werkstücke fand ein Hochleistungsdrehzentrum
vom Typ TNX 65 der Firma TRAUB DREHMASCHINEN GMBH & CO. KG, Reichenbach,
Anwendung (vgl. Bild 4-6). Die Maschine verfügt über zwei gleichwertige Hauptspindeln mit
einer maximalen Drehzahl von jeweils nmax = 5000 min-1 und einem maximalen Drehmoment
von Mmax = 170 Nm. Mit vier Werkzeugträgern mit zehn Werkszeugplätzen ist eine
Mehrschnittbearbeitung möglich. Die Spannung der scheibenförmigen Proben erfolgte auf
speziell für die Versuche zum Orthogonaldrehen angefertigten Spanndornen. Die
zylindrischen Proben bei den Versuchen zum Außen-Längs-Runddrehen wurden mit einem
konventionellen Dreibackenfutter der Firma RÖHM GmbH, Sontheim, gespannt. Eine in der
verfahrbaren Gegenspindel montierte und mitlaufende Körnerspitze diente zur Abstützung der
Werkstücke. Zur Kühlschmierung steht ein konventionelles Flutungssystem zur Verfügung.
Der Kühlschmiermitteldruck betrug pumpenseitig pKSS = 5 bar.
Die Orthogonaldrehversuche zur Untersuchung des Spanbildungsverhaltens der
intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 erfolgten an der stranggepressten Modifikation des
Werkstückwerkstoffs. Wie in Abschnitt 4.1 beschrieben wurde, liegt hier ein deutlich
feinkörnigeres Gefüge vor. Der Einfluss der Korngröße und der Kornorientierung war nicht
Gegenstand der hier vorgestellten Untersuchungen. Die Versuche wurden an
scheibenförmigen Proben mit einer Breite 2 mm im Trockenschnitt durchgeführt.
Verwendung fanden Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation SPUN 120308 aus
unbeschichtetem Hartmetall MG12 und PCBN AMB90. Die Schnittgeschwindigkeit variierte
zwischen vc = 10 m/min und vc = 300 m/min. Der Vorschub betrug f = 0,01 mm bis 0,10 mm.
Um den Einfluss des Verschleißes auf ein tolerierbares Minimum zu reduzieren, wurden die
Versuche nach einem Vorschubweg von lf = 10·f beendet.
4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN 45
Zur Beurteilung des Zerspanprozesses wurden die Zerspankraftkomponenten in Schnitt- und
Passivrichtung, die Zerspantemperatur und die Spanmorphologie herangezogen. Die
Bestimmung der Zerspankraftkomponenten erfolgte mit dem nach dem piezoelektrischen
Prinzip arbeitenden 3-Komponenten-Dynamometer des Typs 9153A20 der Firma KISTLER
AG, Winterthur, Schweiz. Der Messbereich des speziell für Zerspanversuche ausgelegten
Dynamometers beträgt in Schnittrichtung Fc =
±
6 kN und in Vorschub- und Passivrichtung
Ff und Fp = ±3 kN. Mit Hilfe der Ladungsverstärker des Typs 5011B, ebenfalls von der
Firma KISTLER INSTRUMENTE AG, erfolgte die Tiefpassfilterung der Messsignale bei
einer Frequenz von 100 Hz. Für die Messdatenaufnahme wurde ein Messrechner in
Verbindung mit einem Softwarepaket LabView der Firma NATIONAL INSTRUMENTS
CORPORATION, Austin (Texas), USA benutzt. Die Schnittstellenkarte des Messrechners
war vom Typ KPCI-3102 der Firma KEITHLEY INSTRUMENTS INC., Cleveland, USA.
Um den Einfluss des Verschleißes zu minimieren, wurden jeweils die Umdrehungen 3 bis 6
nach Werkzeugeintritt zur Auswertung der aufgenommenen und gespeicherten Messsignale
herangezogen.
Orthogonal-, Plan- und Runddrehen
CNC-Hochleistungsdrehzentrum:
Typ: TNX 65
Hersteller: Fa. Traub,
Reichenbach
Baujahr: 2001
Spindel:
max. Drehzahl: nmax = 5.000 min-1
max Antriebsleistung: Pmax = 21,5 kW
max. Drehmoment: MDmax = 170 Nm
Bild 4-6: CNC-Hochleistungsdrehzentrum vom Typ Traub TNX 65
Die Messung der Schnittkraft erfolgte zusätzlich mit einem direkt unter der
Wendeschneidplatte montierten piezo-elektrischen Miniatur-Kraftmesssensor vom Typ 9211
ebenfalls von der Firma KISTLER AG. Dieser wurde über einen Klemmhebel vorgespannt.
Zur Steigerung der Übersichtlichkeit ist dieser in Bild 4-7 nicht dargestellt. Die hohe
Eigenfrequenz von fe = 200 kHz und die örtliche Nähe des Sensors zur Wirkzone
ermöglichten es, die auftretenden Schnittkräfte zeitlich deutlich höher aufgelöst zu
bestimmen, als es mit dem Schnittkraftdynamometer möglich ist (vgl. Bild 4-7, rechts). Die
Quarzscheiben können in erster Näherung als ideale Feder mit sehr hoher Steifheit aufgefasst
werden. Durch die geringe Verformung der Quarzscheiben kann zudem von einer weglosen
Kraftmessung gesprochen werden.
Die Eigenfrequenz des Messaufbaus errechnet sich ebenfalls in erster Näherung nach
Gleichung (4-1). Vom Hersteller wird die Steifheit des Kraftmesselements mit c = 400 N/µm
angegeben. Die montierten Wendeschneidplatten aus Hartmetall wiesen eine Masse von
m = 6,8 g auf. Für diese ergibt sich eine Eigenfrequenz des Messaufbaus von fe = 38,5 kHz.
46 4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN
Dagegen wiesen die für die höheren Schnittgeschwindigkeiten verwendeten
Wendeschneidplatten aus AMB90 nur eine Masse von m = 1,6 g auf, woraus eine
Eigenfrequenz von etwa fe = 80 kHz ergibt. Die maximale Abtastrate der verwendeten
Messkarte betrug 225 kHz. Die so konzipierte Anordnung stellte somit eine konstruktiv
einfache und hinreichend auflösende Methode dar, um den dynamischen Anteil der
Schnittkraft bei geringen realen Segmentierungsfrequenzen fseg < 40 kHz qualitativ
abzubilden.
Wende-
schneid-
platte
piezo-
elektrischer
Sensor
Klemmhalter
Unter-
lage
0102030kHz50
Amplitude
Frequenz f
Orthogonaldrehen
SPUN 120308
AMB90
v
c
= 90 m/min
f= 0,05 mm
Wende-
schneid-
platte
piezo-
elektrischer
Sensor
Klemmhalter
Unter-
lage
0102030kHz50
Amplitude
Frequenz f
Orthogonaldrehen
SPUN 120308
AMB90
v
c
= 90 m/min
f= 0,05 mm
Bild 4-7: Schematische Darstellung der Messanordnung zur hoch aufgelösten Bestimmung der Schnittkraft
und schematischer Frequenzgang beim Orthogonaldrehen
Die Ermittlung der bei der Zerspanung vorherrschenden Temperaturen wird durch die
Geometrie, Geschwindigkeit und die Temperaturen selbst erschwert. Thermographische
Verfahren bieten die Möglichkeit örtlich und zeitlich hoch aufgelöst Temperaturen zu
bestimmen. Bei den durchgeführten Experimenten zum Orthogonaldrehen kam daher das in
Echtzeit arbeitende IR-Thermographiesystem JADE II MWIR der Firma INFRATEC GMBH,
Dresden, zum Einsatz. Eine direkte thermooptische Messung der Spanflächentemperatur wird
durch die beteiligten Wirkpartner Werkstück, Werkzeug und Span verhindert. Für die
Ermittlung der Spanflächentemperatur mittels Infrarotmesssystemen muss der Schnittvorgang
unterbrochen werden. Hierfür eingebrachte Nuten oder Absätze führen jedoch zu einer
schlagartigen Belastung des Werkzeugs und zu einem äußerst rapiden Absinken der zu
messenden Temperatur. Deshalb wurde die Infrarotkamera senkrecht zum Freiflächenspalt
positioniert. Da der Freiflächenspalt in Anlehnung an ULLMANN [Ull92] als Hohlraumstrahler
aufgefasst werden kann, erfolgte die Angabe der Kontaktzonentemperatur unter
Berücksichtigung eines Emissionskoeffizienten von
ε
= 1. Zudem erfolgte die
Temperaturbestimmung nur zur qualitativen Abschätzung der Kontaktzonentemperatur.
Die Zerspanuntersuchungen zum Außen-Längs-Runddrehen erfolgten an der TiAl-Legierung
TNBV5 einmal im gegossenen Gefügezustand und zum anderen in stranggepresster
Modifikation. Variiert wurden die Schnittgeschwindigkeit, der Vorschub und die Schnitttiefe
4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN 47
sowie der Spanwinkel. Es kamen Wendeschneidplatten der Spezifikationen SPUN, SNGN,
RCMX und RNGN zum Einsatz. Neben der Standzeit wurden die Zerspankraftkomponenten
mit dem bereits beschriebenen 3-Komponenten-Dynamometer des Typs 9153A20 der Firma
KISTLER AG, Winterthur, Schweiz, ermittelt.
Nach jedem Versuchsintervall wurde die Schneidenecke lichtmikroskopisch überprüft und die
maximale Verschleißmarkenbreite VBmax ermittelt. Als Standkriterium wurde VBmax = 0,2 mm
festgelegt. Zur Charakterisierung des Verschleißverhaltens erfolgte die lichtmikroskopische
Bestimmung des Freiflächenverschleißes der eingesetzten Werkzeuge. Anwendung fand das
Lichtmikroskop vom Typ M3Z der Firma WILD HEERBRUGG AG, jetzt LEICA
MICROSYSTEMS AG, Wetzlar. Das Mikroskop wurde zu diesem Zweck zusätzlich mit
einem Kreuztisch und einem induktiven Feinzeiger vom Typ Extramess 2001 der Firma
MAHR GMBH, Göttingen, mit einer Auflösung von ±1 µm ausgestattet. Die Versuche zur
Ermittlung des Standverhaltens erfolgten unter Einsatz von konventioneller Kühlschmierung
mit einer 5-%igen Emulsion mit dem Zusatz Aral 474 EP.
Rasterelektronenmikroskopische (REM) Untersuchungen zur Beurteilung der
Verschleißmechanismen an den verwendeten Wendeschneidplatten wurden vor und nach den
Zerspanversuchen und Modellverschleißtests durchgeführt. Hierfür stand ein
Rasterelektronenmikroskop vom Typ LEO 1455 VP der Firma LEO
ELEKTRONENMIKROSKOPIE GMBH, Oberkochen, zur Verfügung. Dieses Gerät ist zur
Elementanalyse zusätzlich mit einem energiedispersivem Messsystem (EDX) vom Typ IDFix
der Firma SAMX, Guyancourt, Frankreich, ausgestattet.
4.3.4 Randzonen- und Bauteileigenschaften
Probenfertigung
Zur Analyse der Randzonenbeeinflussung durch das Drehen der intermetallischen TiAl-
Legierung TNBV5 in stranggepresstem Gefügezustand wurden Versuche in der Kinematik
des Plandrehens durchgeführt. Zum Einsatz kam das in Abschnitt 4.3.3 bereits beschriebene
CNC-Hochleistungsdrehzentrum vom Typ TNX65 der Firma TRAUB DREHMASCHINEN
GMBH & CO. KG, Reichenbach. Die Versuche wurden an scheibenförmigen Proben mit
einer Ausgangsdicke von d = 4 mm und einem Ausgangsdurchmesser von da = 45 mm im
Trockenschnitt durchgeführt. Die Auswahl dieser Probengeometrie ermöglicht einmal eine
einfache Präparation und Auswertung. Zum anderen können die Prozessstellgrößen in einem
weiten Bereich variiert werden. Verwendung fanden Wendeschneidplatten der ISO-
Spezifikation SPUN 120308 aus unbeschichtetem Hartmetall MG12 und PKD CTM 302.
Darüber hinaus wurden runde Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation RCMX 120400,
ebenfalls aus unbeschichtetem Feinstkornhartmetall, eingesetzt. Die Schnittgeschwindigkeit
variierte bei den Versuchen mit Wendeschneidplatten aus Hartmetall zwischen vc = 10 m/min
und vc = 60 m/min. Der Vorschub betrug f = 0,02 mm bis 0,20 mm. Die Schnitttiefe wurde bei
48 4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN
den Versuchen mit Wendeschneidplatten aus Hartmetall konstant mit ap = 0,5 mm eingestellt.
Die Versuche mit den Wendeschneiden aus PKD wurden bei höheren
Schnittgeschwindigkeiten im Bereich von vc = 60 m/min bis 360 m/min und konstantem
Vorschub von f = 0,02 mm sowie einer Schnitttiefe von ap = 0,2 mm durchgeführt. Hiermit
wurden Parameter gewählt, die für eine Schlichtbearbeitung sinnvoll erschienen. Da der
Einfluss des Verschleißes abgeschätzt werden sollte wurde die Verschleißmarkenbreite nach
jedem Versuch lichtmikroskopisch bestimmt. Die funkenerosiv vorbearbeiteten Proben
wurden auf einem Spanndorn mit Rückenstütze gespannt und vorgedreht. Die Versuche
erfolgten durch Plandrehen auf einen Enddurchmesser von de = 25 mm. Der Vorschubweg
betrug somit bei allen Versuchen lf = 10 mm. Zur Beurteilung des Bearbeitungsergebnisses
wurden die Zerspankraftkomponenten in Schnitt-, Vorschub- und Passivrichtung
herangezogen. Hierfür fand das bereits oben beschriebene 3-Komponenten-Dynamometer des
Typs 9153A20 der Firma KISTLER, Winterthur, Schweiz, in Verbindung mit
Ladungsverstärkern und PC mit A/D-Wandlerkarte Anwendung.
Oberflächentopographie und -kennwerte
Die Ermittlung der Oberflächenkennwerte Ra und Rz erfolgte in Anlehnung an die
DIN EN ISO 4287 mit dem nach dem Tastschnitt-Verfahren arbeitenden
Oberflächenmessgerät vom Typ Form Talysurf-120L der Firma TAYLOR HOBSON,
Leicester, Großbritannien. Der verwendete Oberflächen-Taster des Typs
Taylor Hobson Precision 60 wies einen Tastradius von 2 µm und einen Kegelwinkel von 60°
auf. Die Taststrecke und die Grenzwellenlänge blieben bei allen Versuchen konstant bei
lt = 4,8 mm und lc = 0,8 mm.
Biegewechselfestigkeit
Zur Charakterisierung der Wirkung der Randzonenbeeinflussung auf das
Biegewechselfestigkeitsverhalten sind in Anlehnung an die DIN 50113 Proben der Form A
für Umlaufbiegeversuche durch Außen-Längs-Runddrehen gefertigt worden. Die runde
Werkstückprobe wird beim Umlaufbiegeversuch durch ein umlaufendes Biegemoment
beansprucht. Hierdurch ändert sich der Spannungszustand im sinusförmigen Rhythmus eines
Umlaufs. Da die höchsten Beanspruchungen im Bereich der Probenoberfläche auftreten, hat
die Oberflächen- und Randzonenqualität entscheidenden Einfluss auf das geprüfte
Biegewechselfestigkeitsverhalten. Die Proben der Form A wiesen eine Länge von L = 80 mm
und einen Einspanndurchmesser von D = 10 mm auf. Die Beanspruchungslänge betrug
lb = 25 mm bei einem Durchmesser von db = 5,9 mm. Gemäß DIN 50113 weisen die Proben
der Form A eine zylindrische Beanspruchungsgeometrie und einen Radius von r = 20 mm im
Übergang zum ebenfalls zylindrischen Einspannbereich auf. Ziel dieser Beanspruchungsart
war es, den Einfluss der Bearbeitungsparameter über die gesamte Beanspruchungslänge
gemittelt zu erfassen. Zudem konnte der zusätzliche Einfluss durch das maschinenseitige
4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN 49
Nachregeln der Drehzahl bzw. der sich mit dem Bearbeitungsdurchmesser ändernden
Schnittgeschwindigkeit vermieden werden. Nach DIN 50113 sind zum anderen Biegemoment
und Normalspannung in der Probenrandzone über die Belastungslänge konstant. Zur
Versuchsdurchführung kam die Umlaufbiegemaschine PUN, Ausführung Z, der CARL
SCHENK AG, Darmstadt, zum Einsatz.
Die Beanspruchungsfrequenz betrug bei allen Versuchen 100 Hz. Das Biegemoment wurde
maschinenseitig auf nominell
σ
B = 952 MPa eingestellt. Da die Proben von der
Standardgeometrie abwichen und bei starker Durchbiegung gemäß Betriebsanleitung der
Prüfmaschine die Änderung des Hebelsystems notwendig war, kann die tatsächliche
Beanspruchung nicht angegeben werden. Alle Proben wurden jedoch bei gleichen
Beanspruchungsbedingungen getestet, um die Vergleichbarkeit der Ergebnisse zu
gewährleisten. Gezählt wurden die Lastwechsel N bis zum Probenbruch. Bei Nichtversagen
der Proben nach mehr als 5*107 Lastwechseln erfolgte der Abbruch der Versuche.
Eigenspannungen
An den in der Kinematik des Plandrehens bearbeiteten Proben der TiAl-Legierung TNBV5 in
stranggepresstem Gefügezustand erfolgte die Bestimmung der oberflächennahen
Eigenspannungen. Die röntgenographischen Spannungsanalysen wurden im Rahmen dieser
Arbeit am FACHGEBIET METALLISCHE WERKSTOFFE des INSTITUTS FÜR
WERKSTOFFWISSENSCHAFTEN UND -TECHNOLOGIEN der TECHNISCHEN
UNIVERSITÄT BERLIN unter der Leitung von Prof. REIMERS durchgeführt. Die Messungen
erfolgten am Hamburger Synchrotronstrahlungslabor HASYLAB vom DEUTSCHEN
ELEKTRONEN-SYNCHROTRON (DESY) der Helmholtz Gesellschaft. Die hier verwendete
Synchrotronstrahlung bietet den Vorteil eines wesentlich höheren Photonenflusses gegenüber
konventioneller Strahlquellen. Hierdurch sind deutlich geringere Messzeiten möglich. Der
Strahldurchmesser wurde mittels eines 2,0 mm Rundkollimators begrenzt. Zur Verringerung
des Streuuntergrunds wurden sekundärseitig ein Soller, sowie ein Monochromatorkristall
eingesetzt.
Bestimmt wurde der Eigenspannungszustand in einer Analysetiefe von ta = 15 µm bis 20 µm
und in einem Abstand von 2,0 mm vom äußeren Rand der scheibenförmigen Proben. Bei vier
Proben erfolgten zusätzliche Messungen an um 120° gedrehten Probenstellen. Die dabei
festgestellte geringe Streuung der Messwerte lässt bearbeitungsbedingte Schwankungen des
Eigenspannungszustands entlang der Bearbeitungsspur ausschließen.
Die divergente Röntgenstrahlung aus der Röntgenquelle wird mittels eines Kollimators auf
nahezu Parallelstrahlung begrenzt und auf den Messpunkt gerichtet. Über Soller und
Szintillationskristall gelangen die reflektierten Strahlen auf den Detektor. Aufgrund der
Schwächung der Röntgenstrahlung durch Absorption und Streuung ist das registrierte Signal
50 4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN
ein exponentiell gewichteter Mittelwert einer parallel zur Oberfläche verlaufenden Schicht
konstanter Dicke. Als Analysetiefe wurde in Abhängigkeit des Versuchsaufbaus und der
Strahlenergie der Bereich von 0 µm ≤ ta ≤ 18µm ermittelt.
Die tiefenaufgelöste Bestimmung der Eigenspannungszustände erfolgte an ausgewählten
Proben mit einem Vier-Kreis-Diffraktometer unter Verwendung von CoKα1-Strahlung
(λ ≅ 0,178897 nm). Zur Bestimmung der oberflächenparallelen Eigenspannungen wurden die
Proben stufenweise elektrochemisch poliert. Hierzu fand das Ätzmittel Electrolyte A2 der
Firma STRUERS GmbH, Willich, Anwendung.
Die Strahlenergie von 6,931 keV (CoKα1-Strahlung) war bei den Versuchen zur Bestimmung
der Eigenspannungstiefenverläufe wesentlich geringer im Vergleich zu der bereits
beschriebenen Synchrotronstrahlung, die eine Strahlenergie von 17,373 keV aufwies.
Hierdurch ergibt sich nach GENZEL eine deutlich geringere Analysetiefe von etwa ta = 3,5 µm
[Gen99].
Bei polykristallinen Materialien beruht die Spannungsanalyse mittels Beugungsmethoden auf
der Ermittlung der Gitterparameter bzw. Netzebenenabstände in verschiedenen Richtungen
(ω, ψ) bezüglich eines probenfesten Koordinatensystems. Aus den Netzebenenabständen dωψ
(die Gitterparameter sind jeweils in Abhängigkeit der Position (hkl) zu betrachten) der Probe
und den Netzebenenabständen des unverspannten Gitters d0 lassen sich die Gitterdehnungen
εωψ nach Gleichung (4-2) berechnen.
0
0ψ
ψ d
dd
−
=
ω
ω
ε
(4-2)
Aus den so ermittelten Gitterdehnungen können nun mit dem sin2ψ-Verfahren und unter
Anwendung des HOOKE’schen Gesetzes die Eigenspannungen ermittelt werden [Hau97]. Das
sin2ψ-Verfahren ist eine numerisch stabile Methode zur Analyse von zweiachsigen
Eigenspannungszuständen an der Probenoberfläche. Die Anwendung ist an die
Voraussetzungen gebunden, dass:
• ein makroskopisch quasi-isotropes Werkstoffverhalten in Form einer statistisch
regellosen Kristallitverteilung und
• ein homogener, zweiachsiger Eigenspannungszustand im beleuchteten
Oberflächenbereich vorliegt, der innerhalb der Eindringtiefe der Röntgenstrahlung
konstant ist [Mac61].
Unter diesen Vorraussetzungen besteht für jeden Azimutwinkel ω ein linearer Zusammenhang
zwischen den Dehnungen
ε
ωψ(hkl) und sin2ψ. Die notwendigen richtungsabhängigen,
netzebenen- und phasenspezifischen, diffraktionselastischen Konstanten s1 und ½ s2 wurden
nach VOIGT, REUSS und KRÖNER durch Mittelwertbildung über alle reflexionsfähigen
4 VERSUCHSBEDINGUNGEN UND MESSMETHODEN 51
Kristallite bestimmt [Krö58, Reu29, Voi28]. Aus dem Anstieg der Regressionsgeraden lässt
sich dann der Spannungszustand parallel zur Probenoberfläche bestimmen.
Mikrohärte
Zur automatisierten Mikrohärtebestimmung gemäß DIN EN ISO 14577 und VDI/VDE 2616
(Härteprüfung an metallischen Werkstoffen) fand das computergesteuerte Messsystem
Fischerscope H100C der Firma HELMUT FISCHER GmbH +Co. KG, Inst itut für Elektronik
und Messtechnik, 71069 Sindelfingen Anwendung. Zur Charakterisierung der Mikrohärte
wurde die aus der Eindringhärte HIT umgerechnete Vickershärte HV gewählt. Die bei der
instrumentierten Eindringprüfung nach DIN EN ISO 14577 ermittelte Eindringhärte HIT ist
analog zur Vickershärte ein Maß für den Widerstand gegenüber einer bleibenden Verformung
oder Schädigung. Die Eindringhärte ergibt sich dabei als der Quotient aus Prüfkraft Fprüf und
der aus der Eindringtiefe h
e berechneten Oberfläche AS(he) des Eindrucks. Aus der
Eindringhärte wurde über die am Messgerät verwendete Software WINHCU, ebenfalls von
der Firma HELMUT FISCHER GmbH +Co. KG, die Vickershärte HV gemäß der Gleichung
(4-3) errechnet. Der für die verwendete pyramidenförmige Eindringkörpergeometrie
Korrekturfaktor 0,0945 ist gemäß der DIN EN ISO 14577 eingestellt worden.
IT
0,0945 HHV ⋅= (4-3)
Um den Einfluss des Verschleißes gering zu halten, erfolgte die Bestimmung der Mikrohärten
innerhalb der Umdrehungen 2 bis 5, gemessen von der Probenmantelfläche und unter
Berücksichtigung des eingestellten Vorschubs. Für die Messung der Oberflächenhärte wurden
je fünf Eindrücke mit einer zuvor festgelegten Eindring- oder Analysetiefe von ta = 2,5 µm in
die bearbeitete Oberfläche der Proben eingebracht. Die Vickershärte von
HV = 460 HV0,1 bis 860 HV0,1 (Prüfkraft konstant bei Fprüf = 1 N) ergab sich gemäß
Gleichung (4-3). Um Schwankungen der Probengrundhärten infolge von unterschiedlichen
Probenchargen auszugleichen, wurde die so ermittelten Oberflächenhärte durch die jeweilige
Grundhärte der Probe geteilt und als bezogene Vickershärte HV’0,1 angegeben. Diese wurde
aus jeweils fünf Einzelmessungen an metallographisch präparierten Querschnittsflächen
ermittelt. Die Querschnittsflächen dienten darüber hinaus der Bestimmung von
Härtetiefenverläufen. Hierzu sind jeweils acht Einzelmessungen in den drei Tiefenbereichen
16 µm bis 20 µm, 40 µm bis 50 µm und 90 µm bis 100 µm gemittelt worden. Die
Bestimmung des Abstands der Härteeindrücke zur Randzone erfolgte lichtmikroskopisch.
Analog zu den Oberflächenmessungen sind die ermittelten Härtewerte mit den jeweiligen
Grundhärten der Proben korreliert worden.
52 5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN
5 Tribologische Untersuchungen
5.1 Kalottenschlifftest
Zur Prüfung des Widerstands gegen mechanischen Abrieb auch bei erhöhter Temperatur
wurde ein Kalottenschliffgerät (vgl. Abschnitt 4.3.1) modifiziert. Hierzu wurde ein elektrisch
betriebener Rohrofen konstruiert, der es ermöglichte, die Wendeschneidplatten auf bis zu
ϑ
= 400 °C zu erwärmen und die Temperatur während des Prozesses konstant zu halten.
Bild 5-1 zeigt die ermittelten Verschleißtiefen Wt in Abhängigkeit von der
Beanspruchungstemperatur und vom verwendeten Schneidstoff. Abgebildet sind die
Mittelwerte und Streubreiten die sich aus jeweils zehn Versuchen ergaben. Die Versuchsdauer
betrug bei allen Tests tr = 60 s.
Kalottenschlifftest
Versuchsanlage:
Kalottenschliffgerät, IWF, 2006
Grundkörper:
Wendeschneidplatten
SPUN
Schneidstoffe:
unbesch. und besch. Hartmetall;
Keramik
Gegenkörper:
100Cr6
SiC1000, 1 ml/min
Prozessparameter:
v
r
= 100 m/min
ϑ
= 20 °C und 400 °C
t
r
= 60 s
0
10
20
30
µm
50
Verschleißtiefe W
t
Schneidstoff
T= 20 °C
T= 400 °C
C6503005 nACVIC ZrN C670MG12 CrN
Bild 5-1: Verschleißtiefe nach einer Schliffzeit von 60 s in Abhängigkeit von der Temperatur und vom
Grundkörpermaterial
Mit dem unbeschichteten Hartmetallsubstrat MG12 wurde eine Verschleißtiefe mit
Wt = 6,8 µm ermittelt. Den höchsten Widerstand gegen die Beanspruchung beim
Kalottenschlifftest bei Raumtemperatur wiesen dabei die nACVIC-beschichteten
Grundkörper auf. Hier betrug die mittlere Verschleißtiefe lediglich Wt = 2,6 µm. Mit ZrN
beschichtete Grundkörper wiesen bei
ϑ
= 20 °C eine Verschleißtiefe von Wt = 4,0 µm auf.
Die mit der Beschichtung 3005 versehenen Grundkörpern zeigen ein nahezu gleichwertiges
Ergebnis mit Wt = 4,1 µm. Die in den mit CrN beschichteten Grundkörper erzeugten Kalotten
wiesen dagegen eine deutlich höhere mittlere Tiefe von Wt = 10,5 µm auf. Zur
Gegenüberstellung der Versuchsergebnisse wurden auch vollkeramische Grundkörper aus den
kommerziell erhältlichen Schneidstoffen C650 und C670 beide von der Fa. SANDVIK,
Sandviken, Schweden, verwendet. Während die Versuche bei der SiC-whiskerverstärkten
5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN 53
Keramik C670 eine mittlere Verschleißtiefe von Wt = 9,5 µm bewirkten, wurden bei dem
Al2O3-Mischkeramiksubstrat C650 Wt = 22,9 µm erreicht. Hier kommt vermutlich
selbstinduzierte Abrasion zu der Beanspruchung durch die Hartstoffpartikel hinzu.
An den Schneidstoffen MG12, 3005, nACVIC und C650 wurden die Versuche ebenfalls bei
einer Grundkörpertemperatur von
ϑ
= 400 °C durchgeführt. Dabei wurde das Abrasivmittel
jedoch trocken zugeführt. Während die eingearbeiteten Kalotten in den beschichteten
Hartmetallgrundkörpern im Vergleich zu den Versuchen ohne Probenerwärmung
erwartungsgemäß deutlich höhere Tiefen aufweisen wurde im Fall des unbeschichteten
Hartmetalls MG12 sogar eine geringfügig niedrigere mittlere Verschleißtiefe bestimmt. Hier
kann die mit zunehmender Temperatur und abnehmender Härte steigende Zähigkeit des
Wolframcarbid-Kobalt-Verbundes als Ursache angeführt werden. Insbesondere bei dem
verhältnismäßig duktilen Binderwerkstoff Kobalt können zudem in der Probenoberfläche
verhakte Abrasivmittelkörner einen geringeren Verschleißtiefenfortschritt hervorrufen. Diese
wirken dann als Verstärkungspartikel in der Wirkzone. Die untersuchte keramische
Schneidstoffspezifikation C650 zeigte keine Abhängigkeit der mittleren Verschleißtiefen von
der Grundkörpertemperatur. Die Streubreiten der jeweils zehn Einzelversuche sind in Bild 5-1
als Fehlerbalken dargestellt. Sie sind bei den Versuchen mit erhöhter Grundkörpertemperatur
und trockener Abrasivmittelzufuhr stets etwas geringer als bei Prozessführung unter
Raumtemperatur und Abrasivsuspension.
5.2 Stift-Scheibe-Test
Die Untersuchungen mit dem in Abschnitt 4.2 beschriebenen Versuchsaufbau dienten der
Abschätzung der bei der Zerspanung im Bereich der Kontaktflächen zwischen Werkstück
oder Span und dem Werkzeug vorliegenden Reibungskoeffizienten µ. Diese ergeben sich als
Quotient aus der Reibtangential- und der Reibnormalkraft (vgl. Bild 5-2). Für alle
untersuchten Schneidstoffe wurden mit zunehmender Reibgeschwindigkeit tendenziell
abnehmende Reibungskoeffizienten ermittelt. Als mögliche Ursache konnten mit steigender
Schnittgeschwindigkeit zunehmende Aufschmierungen identifiziert werden. Diese erweichen
aufgrund der hohen auftretenden Temperaturen und weisen somit einen geringeren
Scherwiderstand auf. Bereits ab einer Reibgeschwindigkeit von vr = 90 m/min werden bei der
Reibpaarung Hartmetall MG12 und TiAl TNBV5 geringe Reibungskoeffizienten von
µ = 0,43 erreicht.
Die bessere Wärmeleitfähigkeit der Grundkörper aus den Schneidstoffen PCBN und PKD
führt dazu, dass ähnlich geringe Reibungskoeffizienten erst bei weiter gesteigerter
Reibgeschwindigkeit ermittelt wurden. Der niedrigste Reibungskoeffizient von µ = 0,34
wurde für die Grundkörper aus dem PKD-Schneidstoff CTM302 bei der höchsten
eingestellten Reibgeschwindigkeit von vr = 400 m/min bestimmt. Hinsichtlich der beiden
verschiedenen untersuchten PCBN-Grundkörperwerkstoffe zeigte sich ein deutlicher Einfluss
54 5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN
von Bindersystem und Hartstoffanteil. Bei Reibgeschwindigkeiten bis vr = 150 m/min weist
die Titan enthaltende PCBN-Sorte DCC500 höhere Reibungskoeffizienten auf als die Sorte
DBW85, die ein aus Wolfram-Kobalt und Aluminium bestehendes Bindersystem enthält.
Dagegen führen die Unterschiede hinsichtlich Hartstoffanteil und Bindersystem bei hohen
Reibgeschwindigkeiten zu höheren Reibungskoeffizienten bei Verwendung der
Wendeschneidplatten aus DBW85 als Grundkörper.
Stift-Scheibe-Test
Versuchsanlage: Grundkörper: Gegenkörper:
Triboversuchsstand, IWF, 2004 Wendeschneidplatten TiAl TNBV5
SPUN; RNGN stranggepresst
Prozessparameter:
v
r
= 10 m/min bis 400 m/min Schneidstoffe:
F
n
= 30 N MG12; DCC500; DBW85
t
r
= 60 s CTM302
Trocken
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
Reibgeschwindigkeit v
r
Reibungskoeffizient µ
30 90 150 300 40010 m/min
MG12
DCC500
DBW85
CTM302
MG12
DCC500
DBW85
CTM302
F
rt
F
rn
F
rt
F
rn
Bild 5-2: Reibungskoeffizienten in Abhängigkeit von der Reibgeschwindigkeit und vom Werkstoff des
Grundkörpers
Im Vergleich zum Grundkörperwerkstoff PKD CTM302 wurden beim PCBN DBW85 nach
einer Reibzeit von tr = 120 s deutlich tiefere Reibspuren ermittelt. Die Erfassung der
Reibspurgeometrie erfolgte dabei mit dem Laser-optischen Oberflächenanalysesystem
MicroProf MPR 100 der Fa. FRT GMBH, Bergisch-Gladbach. Dieses bietet bei einem
Messbereich in z-Richtung eine Auflösung von bis zu 3 nm. Die Reibspuren wurden vor der
Messung nicht chemisch nachbehandelt, um die Aufschmierungen zu entfernen. Die
Reibgeschwindigkeit wurde für die Grundkörper aus unbeschichtetem Hartmetall im Bereich
von vr = 10 m/min bis vr = 150 m/min variiert. Für die hochharten Schneidstoffe auf Basis von
PCBN und PKD erfolgten Versuche bis zu einer Reibgeschwindigkeit von vr = 400 m/min.
5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN 55
In Bild 5-3 sind die Verschleißtiefen Wt der sich nach einer Reibzeit von tr = 120 s bei den
verwendeten Grundkörpern ergebenden Reibspuren dargestellt. Bei Verwendung der
Grundkörper aus dem Hartmetall MG12 sind die Reibspuren gekennzeichnet von
Aufschmierungen des TiAl-Gegenkörpermaterials. Die ermittelten Verschleißtiefen liegen im
untersuchten Bereich bis vr = 150 m/min weitgehend unabhängig von der
Reibgeschwindigkeit bei Wt = 6 µm. Bis vr = 90 m/min sind die Verschleißtiefen bei den
verwendeten hochharten Grundkörperwerkstoffen vergleichbar mit den Werten, die beim
Hartmetall MG12 bestimmt wurden. Bei dem Grundkörper aus PKD blieben die
Verschleißtiefen bis zu der maximal getesteten Reibgeschwindigkeit von vr = 400 m/min
nahezu konstant und unter W
t = 10 µm. Dagegen führte jedoch die Steigerung der
Reibgeschwindigkeiten über vr = 90 m/min zu einem signifikanten tribochemisch bedingten
Anstieg der Verschleißtiefen bei den PCBN-Grundkörpern. Insbesondere bei den
Grundkörpern aus DCC500 wurden sehr hohe Verschleißtiefen bestimmt. Als Ursache kann
das im Bindersystem enthaltene Titan angesehen werden.
105
Stift-Scheibe-Test
Versuchsanlage: Grundkörper: Gegenkörper:
Triboversuchsstand, IWF, 2004 Wendeschneidplatten TiAl TNBV5
SPUN; RNGN stranggepresst
Prozessparameter:
v
r
= 10 m/min bis 400 m/min Schneidstoffe:
F
n
= 30 N MG12; DCC500; DBW85
t
r
= 120 s CTM302
Trocken
0
10
20
30
µm
50
Reibgeschwindigkeit v
r
30 90 150 300 40010 m/min
MG12
DCC500
DBW85
CTM302
MG12
DCC500
DBW85
CTM302
F
rt
F
rn
F
rt
F
rn
Verschleißtiefe W
t
79
+/-
Bild 5-3: Verschleißtiefen in Abhängigkeit von der Reibgeschwindigkeit und vom Werkstoff des
Grundkörpers
Bereits bei einer Reibgeschwindigkeit von vr = 150 m/min erreichte die Verschleißtiefe im
Mittel Werte von Wt = 50 µm. Damit lag eine etwa fünffach höhere Verschleißtiefe als bei
den PCBN-Grundkörpern aus DBW85 vor. Bei weiterer Steigerung der Reibgeschwindigkeit
56 5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN
auf vr = 300 m/min und vr = 400 m/min wurden mittlere Verschleißtiefen von Wt = 79 µm
beziehungsweise Wt = 105 µm festgestellt.
Während die Reibspuren beim Grundkörper aus PCBN deutlich Vertiefungen aufweisen sind
die Reibspuren auf den Proben aus PKD durch Aufschmierungen gekennzeichnet (vgl.
Bild 5-4). Die Aufschmierungen nehmen bei den PKD-Grundkörpern mit steigender
Reibgeschwindigkeit zu und erreichen bei einer Reibgeschwindigkeit von vr = 400 m/min eine
Höhe von mehr als 40 µm.
0
6,0
6,0
01,5 3,0 mm
1,5
3,0
mm
-30
-20
0
20
40
60
µm
0 1,0 2,0 mm 4,0
-30
-20
0
20
µm
60
Profilhöhe h
Profillänge l
Stift-Scheibe-Test
Versuchsanlage: Grundkörper: Gegenkörper:
Triboversuchsstand, IWF, 2004 Wendeschneidplatten TiAl TNBV5
RNGN stranggepresst
Prozessparameter:
v
r
= 400 m/min Schneidstoffe:
F
n
= 30 N DBW85; CTM302
t
r
= 120 s
Trockenbearbeitung
0
6,0
6,0
01,5 3,0 mm
1,5
3,0
mm
-30
-20
0
20
40
60
µm
0 1,0 2,0 mm 4,0
-30
-20
0
20
µm
60
Profilhöhe h
Profillänge l
DBW85
CTM302
v
r
v
r
F
rt
F
rn
F
rt
F
rn
Bild 5-4: Ausbildung der Reibspuren und Reibspurprofile auf Grundkörpern aus DBW85 und CTM302
5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN 57
Die im Vergleich zum PCBN höhere Wärmeleitfähigkeit führt vermutlich zu einem
geringeren Wärmestau in der Kontaktzone. Darüber hinaus scheint die Haftfestigkeit der
Aufschmierungen höher zu sein. Die sich bildende Schicht aus TiAl-Material wirkt
vermutlich als Verschleißschutz.
Die beschriebenen Aufschmierungen aus dem Gegenkörperwerkstoff TiAl bildeten sich bei
den durchgeführten Reibuntersuchungen bereits nach kurzer Reibzeit. Hierdurch kommt es zu
einem Reibkontakt zwischen artgleichen Partnern. In Bild 5-5 sind Bruchflächen längs der
Reibrichtung dargestellt. Deutlich zu erkennen ist, dass bei beiden Grundkörperwerkstoffen
DBW85 und CTM302 Aufschmierungen aus TiAl-Material entstehen, die als
Zwischenschicht auf den tribologischen Kontakt einwirken.
CTM302
5 µm 5 µm
DBW85
5 µm 5 µm
Stift-Scheibe-Test
Versuchsanlage: Grundkörper: Gegenkörper:
Triboversuchsstand, IWF, 2004 Wendeschneidplatten TiAl TNBV5
RNGN stranggepresst
Prozessparameter:
v
r
= 400 m/min Schneidstoffe:
F
N
= 30 N DBW85; CTM302
t
r
= 120 s
Trockenbearbeitung
F
rt
F
rn
F
rt
F
rn
Bild 5-5: Zwischenschicht aus TiAl bei Reibkontakt gegen Grundkörper aus PCBN DBW85 und PKD
CTM302
Die sich bildenden Zwischenschichten weisen bei dem Grundkörperwerkstoff DBW85 eine
Dicke von etwa 4 µm auf. Die Schichtdicke beim verwendeten CTM302 liegt an den
dünnsten Stellen mit zusammenhängender Schicht bei etwa 6 µm. Die Bildung von
entsprechenden Zwischenschichten kann auch bei Zerspanwerkzeugen zu einer deutlichen
Verbesserung der Standeigenschaften führen [Czi92, Tön05, Kön97]. Die flächenbezogenen
Anteile der Zwischenschicht im Bereich der Reibkontaktflächen ist bei beiden
Grundkörperwerkstoffen nahezu gleich (vgl. Bild 5-6).
58 5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN
Stift-Scheibe-Test
Versuchsanlage: Grundkörper: Gegenkörper:
Triboversuchsstand, IWF, 2004 Wendeschneidplatten TiAl TNBV5
RNGN stranggepresst
Prozessparameter:
vr= 400 m/min Schneidstoffe:
Fn= 30 N DBW85; CTM302
tr= 120 s
Trockenbearbeitung
2 µm 2 µm
CTM302DBW85
2 µm 2 µm
20 µm 20 µm 20 µm 20 µm
Frt
Frn Frt
Frn
Bild 5-6: Rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen der Reibspuren auf PCBN DBW85 (links) und PKD
CTM302 (rechts)
Unterschiedlich wirkt sich neben der chemischen Zusammensetzung wohl auch die
Korngröße aus. Das Ablösen der Zwischenschicht, durch Rissbildung und Abbrechen
verursacht, führt beim PCBN-Grundkörper zu einem interkristallinen Herausbrechen der
Hartstoffkörner. Dagegen sind bei den Grundkörpern aus PKD deutliche transkristalline
Brüche zu erkennen. Diese treten vermutlich vorrangig bei den deutlich größeren Körnern mit
5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN 59
Durchmessern von bis zu 30 µm auf. Um anhand des Reibverhaltens Rückschlüsse auf die
Eignung von beschichteten Hartmetallen für die Bearbeitung intermetallischer Titanaluminide
ziehen zu können, wurde der Stift-Scheibe-Test mit unterschiedlich beschichteten
Hartmetallen durchgeführt. Diese sind in Abschnitt 4.2 erläutert. In Bild 5-7 sind die
ermittelten Reibungskoeffizienten in Abhängigkeit vom Schichttyp aufgezeichnet. Ebenfalls
getestet wurde das Reibverhalten der Mischkeramik C650 von der Fa. SANDVIK, Sandviken,
Schweden.
Stift-Scheibe-Test
Versuchsanlage:
Triboversuchsstand, IWF, 2004
Grundkörper:
Wendeschneidplatten
SPUN 1203(04)08
Schneidstoffe:
unbesch. und
besch. Hartmetall;
Keramik
Gegenkörper:
TiAl TNBV5
stranggepresst
Prozessparameter:
v
r
= 30 m/min
F
N
= 30 N
t
r
= 60 s
Trockenbearbeitung 0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
Schneidstoff
Reibungskoeffizient µ
MG12nACVIC AlTiN AlTiNbN ZrN CrN C650
F
rt
F
rn
F
rt
F
rn
Bild 5-7: Reibungskoeffizienten in Abhängigkeit vom Werkstoff des Grundkörpers und der Beschichtung
Die höhere Oberflächenhärte der keramischen Beschichtungen und der Mischkeramik führt zu
geringeren Reibungskoeffizienten gegenüber dem unbeschichteten Hartmetall MG12. Der
geringste Reibungskoeffizient von µ = 0,45 wurden mit dem ZrN-beschichteten Hartmetall
erzielt. Eine Beschichtung mit CrN führte dagegen zu einem mit dem unbeschichteten
Hartmetall vergleichbaren Reibungskoeffizienten von µ = 0,51. Die Beschichtung mit der
Mehrlagenbeschichtung des Typs nACVIC mit CBC-Toplayer führte bei diesen
Untersuchungen nur zu geringfügig geringeren Reibungskoeffizienten im Vergleich zum
unbeschichteten Substrat. Auf gleichem Niveau liegen die ermittelten Reibungskoeffizienten
bei Verwendung der keramischen Hartstoffschichten auf der Basis von AlTiN und AlTiNbN
sowie der Mischkeramik C650. Hier wurde im Mittel µ = 0,48 bestimmt.
Ein signifikanter Vorteil hinsichtlich der Adhäsionsneigung lässt sich somit durch keramische
Hartstoffbeschichtungen nicht erreichen. Durch die geringe Schichtdicke werden diese
Schichtsysteme auch im Hinblick auf thermisch induzierten Verschleiß nur einen begrenzten
positiven Effekt ausüben. Die unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von
Hartmetall und Hartstoffschicht führen vermutlich bei diesen Werkzeugen zu einem schnellen
60 5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN
Versagen der Schichten durch Delamination infolge der thermomechanischen
Wechselbeanspruchung bei realen Zerspanvorgängen. Daher werden die nachfolgend
beschriebenen Zerspanuntersuchungen nur mit Wendeschneidplatten aus unbeschichtetem
Hartmetall und hochharten Schneidstoffen auf der Basis von PCBN und Diamant
durchgeführt.
5.3 Diffusionstest
Wie am IWF der TU Berlin durchgeführte Versuche beim Außen-Längs-Runddrehen der
Legierung γ-MET gezeigt haben nehmen die Spanflächentemperaturen stetig mit der
Schnittgeschwindigkeit zu [Uhl06]. Für Anwendungen bei hohen Schnittgeschwindigkeiten
weisen hochharte Schneidstoffe auf der Basis von PCBN und Diamant das höchste Potenzial
auf [Ber06, Uhl03b, Uhl06]. Deshalb wurden die Versuche zur Diffusionsanfälligkeit in
Verbindung mit der intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 in stranggepresstem
Gefügezustand mit den hochharten Schneidstoffen DBW85 und CTM302 durchgeführt. Die
energiedispersive Elementanalyse an Stellen mit und ohne Gegenkörperkontakt ergaben, dass
sich insbesondere der Kobalt-Gehalt an der Oberfläche der Kontaktzone zwischen TiAl und
PKD stark verringert während der Sauerstoffgehalt deutlich steigt(vgl. Bild 5-8). Bei den
Gegenkörpern aus PCBN stiegen der Bor- und der Stickstoffanteil-Anteil. Die Verringerung
des Kobaltanteils ist hier deutlich geringer ausgefallen.
B
-3
-2
-1
1
2
%
4
Element
relative Abweichung
Diffusionstest
Versuchsanlage:
Zwick&Roell
Zug-Druck-Prüfmaschine
Grundkörper:
Wendeschneidplatten, RNGN
Schneidstoffe:
DBW85; CTM302
Gegenkörper:
TiAl TNBV5
stranggepresst
Prozessparameter:
p
A
= 200 N/mm
2
T= 850 °C
t= 30 min
Luft
F
N
1,3
0,61
-0,58 -0,41
0,03
-0,70 -0,24
-1,62
3,47
0,11 0,05
-1,97
-0,03
CN O Al Ti Co
W
0
DBW85
CTM302
DBW85
CTM302
Bild 5-8: Relative Abweichung der ermittelten Zusammensetzungen der Grundkörper aus DBW85 und
CTM302 zwischen Flächen mit und ohne Kontakt zum Gegenkörper aus TiAl TNBV5
In den Grundkörpern waren dagegen keine durch Diffusion veränderten Aluminium- und
Titangehalte nachweisbar. Die leichte Reduktion des Aluminiumanteils bei den
Grundkörperproben aus PCBN ist auf die Anteile an Aluminium in der Binderphase
zurückzuführen. Die tribochemischen Reaktionen beim verwendeten PKD bewirken somit
eine Effusion des Binderelements Kobalt und die Bildung von Oxiden. Der PCBN-
5 TRIBOLOGISCHE UNTERSUCHUNGEN 61
Schneidstoff DBW85 zeigt sich erwartungsgemäß chemisch stabiler. Die relativen
Änderungen sind deutlich geringer. Die hohen Verschleißtiefen bei den Stift-Scheibe-
Versuchen sind demnach auf eine deutlich größere Wirkung einer thermischen Erweichung
zurückzuführen.
5.4 Fazit
Um Hinweise für die Auswahl geeigneter Schneidstoffe für die Zerspanung intermetallischer
Titanaluminide geben zu können, erfolgten tribologische Modellversuche. Zum Einsatz
kamen kommerziell erhältliche unbeschichtete und beschichtete Hartmetalle, Vollkeramiken
und hochharte Schneidstoffe auf der Basis von PCBN und PKD. Die hohe Adhäsionsneigung
des Gegenkörperwerkstoffs TiAl führt bei allen verwendeten Grundkörpern zur Bildung von
Zwischenschichten. Daraus folgend stellen sich bei allen untersuchten Schneidstoffen
ähnliche Reibungskoeffizienten ein. Auch die mit einer CBC-Deckschicht ausgestatteten
nACVIC beschichteten Wendeschneidplatten weisen im Vergleich zum unbeschichteten
Hartmetall keine deutliche Verringerung des Reibungskoeffizienten auf. Hieraus lässt sich
eine hohe thermische Belastung auch hochharter Werkzeuge ableiten. Wird die
Grundkörpertemperatur auf
ϑ
= 400 °C erhöht, kehrt sich der bei den
Kalottenschliffversuchen zunächst ermittelte Vorteil der TiAlN-Beschichtung 3005 und
nACVIC um. Im Vergleich zum unbeschichteten Hartmetall treten signifikant höhere
Verschleißtiefen auf. Bei Dünnschichtsystemen kann die geringe Schichtdicke der
Hartstoffschichten nicht zu einer wesentlichen Temperaturspreizung beitragen. Dadurch
versagt das Hartmetallsubstrat und es kommt zu Abrieb infolge thermischer Erweichung und
tribochemischem Verschleiß. Der Reibungskoeffizient sinkt mit zunehmender
Reibgeschwindigkeit. Dies ist ein Indiz für steigende Kontakttemperaturen. Bei der PCBN
Sorte DCC500 liegen die Reibungskoeffizienten signifikant über den für die Sorten DBW85
und CTM302 ermittelten Werte. Als Ursache kann eine höhere Affinität der Reibpartner
angesehen werden. Der Binder des Schneidstoffs DCC500 besteht aus TiC. Bei den
Reibgeschwindigkeiten vr = 300 m/min und vr = 400 m/min fanden nur die Schneidstoffe auf
Basis von PCBN und PKD Anwendung. Die geringsten Reibungskoeffizienten und
Verschleißtiefen weisen die Grundkörper aus dem PKD CTM302 auf. Die Reibspuren zeigen
jedoch umfangreiche Aufschmierungen. Die Versuche zum Diffusionsverhalten zeigen jedoch
keine Veränderung der Aluminium- und Titangehalte in den verwendeten Grundkörpern aus
DBW85 und CTM302. Ein deutlicher Vorteil eines der verwendeten hochharten
Schneidstoffe PCBN und PKD aufgrund der unterschiedlichen mechanischen und chemischen
Eigenschaften lässt somit sich aus den im Rahmen dieser Arbeit durchgeführten Versuchen
nicht ableiten. Aufgrund der hier ermittelten Ergebnisse erfolgen die in den
Abschnitten 6 und 7 vorgestellten Untersuchungen im Wesentlichen nur mit unbeschichteten
Hartmetallen. Darüber hinaus wird das Anwendungspotenzial von Schneidstoffen aus
Diamant und kubischem Bornitrid evaluiert.
62 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
6 Zerspanung intermetallischer Titanaluminide in
Analogieversuchen
6.1 Quasistatischer Zerspanprozess
6.1.1 Einfluss der Werkstücktemperatur auf die Spanbildung
Intermetallische Titanaluminide zeigen in Abhängigkeit von der Temperatur abweichende
dominierende Verformungsmechanismen (vgl. Abschnitt 2.1.1). Bei der Zerspanung treten
unabhängig von der Schnittgeschwindigkeit segmentierte Späne auf. Die Segmentierung stellt
eine Folge einer Lokalisierung der plastischen Verformung dar (vgl. Abschnitt 2.2.2 und
2.2.3). Neben den materialphysikalischen Eigenschaften bestimmt auch der vorliegende
Spannungszustand die bei der Spanbildung ablaufenden Vorgänge. Im Folgenden soll
zunächst untersucht werden, welchen Einfluss die Werkstücktemperatur auf die Spanbildung
bei intermetallischem TiAl ausübt. Dazu wurde die Schnittgeschwindigkeit auf
vc = 0,01 m/min reduziert und konstant eingestellt. Wie in Abschnitt 4.3.2 beschrieben kann
hierdurch eine thermische Erweichung als Ursache einer Verformungslokalisierung
weitgehend ausgeschlossen werden. Die Versuche erfolgten an der stranggepressten
Modifikation der in Abschnitt 4.1 beschriebenen Legierung TNBV5.
Als Werkzeuge kamen keramische Wendeschneidplatten des Typs KY1540 und der ISO-
Spezifikation SNGN 120708 der Fa. KENNAMETAL, Ebermannstadt, zur Anwendung.
Diese sind werksseitig mit einer Schutzfase ausgerüstet, die vor den Versuchen durch
Planläppen entfernt wurde. So konnte eine möglichst scharfkantige Schneidkante mit einem
Schneidkantenradius von unter rβ = 3 µm bei einem Spanwinkel von
γ
= 0° eingesetzt werden.
Durch die Geometrie der verwendeten Wendeschneidplatte betrug der Freiwinkel
α
= 0°.
Nachteilig ist hier die Reibung der Freifläche auf der Schnittfläche. Dies weist jedoch
gleichzeitig den Vorteil auf, dass es nicht zu einem Verkippen der Wendeschneidplatten
während der Versuchsdurchführung kommen kann. Die Spanungsdicke von h = 0,100 mm
wurde durch die Probengeometrie vorgegeben. Die Abweichungen durch differierende
thermische Ausdehnungskoeffizienten von Werkzeug und Werkstück wurden durch die
optische Vermessung der erzeugten Spanwurzeln berücksichtigt. Die Proben wiesen je sechs
Einzelstege mit einer Breite von b = 2 mm auf. Die Schnittlänge betrug etwa ls = 3 mm.
In Bild 6-1 sind exemplarisch rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen von bei
unterschiedlichen Werkstücktemperaturen erzeugten Spanflächen abgebildet. Mit steigender
Temperatur verringert sich die Schädigung der Schnittfläche durch Risse und Ausbrüche. Bei
Versuchsdurchführung ohne zusätzliche Temperaturerhöhung ist die Schnittfläche durchsetzt
von Querrissen und großflächigen Ausbrüchen. Anzahl und Größe der Ausbrüche werden
bereits bei einer Erwärmung der Werkstücke auf
ϑ
= 300 °C signifikant reduziert. Weitere
rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen haben ergeben, dass jedoch bis zu einer
Werkstücktemperatur von
ϑ
= 700 °C kleine Ausbrüche und Querrisse in den Schnittflächen
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 63
auftreten. Erst ab einer Temperatur von
ϑ
= 800 °C wurden Schnittflächen erzeugt, die frei
von Rissen und Ausbrüchen sind. Die dann beobachteten glatten Schnittflächen sind ein Indiz
für wesentliche Änderungen der bei der Spanbildung vorherrschenden Mechanismen.
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeug:
Zwick&Roell T1-FR150SN.A4K TiAl TNBV5 SNGN 120712
stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min Schneidstoff: Geometrie:
h= 0,100 mm Keramik KY1540
b= 6·2,0 mm
ϑ
= 20 °C bis 850 °C
v
c
v
c
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
ϑ
= 850 °C 400 µm
ϑ
= 20 °C 400 µm
ϑ
= 300 °C 400 µm
Bild 6-1: Schnittflächen in Abhängigkeit von der Werkstücktemperatur beim Orthogonalspanen von TiAl
TNBV5 mit sehr geringer Schnittgeschwindigkeit
Da die Versuche bei sehr geringer Schnittgeschwindigkeit durchgeführt wurden, konnten die
Versuche spontan durch Stoppen der Materialprüfmaschine unterbrochen werden. Dabei
wurden Spanwurzeln erzeugt, die metallographisch präpariert wurden. In Bild 6-2 sind
rasterelektronenmikroskopische Querschliffaufnahmen von so erzeugten Spanwurzeln
abgebildet. Bei Raumtemperatur treten in der Spanbildungszone in Schnittrichtung
verlaufende grobe, meist interkristalline Risse auf, die ihren Ursprung nicht an der freien
Werkstückoberfläche haben. Als Ursache für die in Schnittrichtung gerichtete Rissausbreitung
ist ein durch lokalisierte Scherung entstandenes keilförmiges Werkstücksegment
anzunehmen, welches in Schnittrichtung durch das Werkzeug vorgeschoben wird. Die
Scherflächen zeichnen sich im Gegensatz zu den ebenfalls erkennbaren Rissen durch einen
geradlinigen Verlauf aus.
Im oberen Bereich der Spanbildungszone ist keine plastische Verformung in der
Gefügestruktur nachweisbar. Die Körner zeigen eine globulitische Struktur analog zum
Grundgefüge. Die an der freien Werkstückoberfläche vorhandenen Risse sind bei der
64 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Probenherstellung durch Funkenerosion entstanden und scheinen sich nicht in Richtung
Schneidkante auszudehnen. Die plastische Bruchdehnung für die Legierung TNBV5 im
stranggepressten Gefügezustand wird vom Hersteller mit Apl = 2 % angegeben (vgl.
Abschnitt 4.1). Die der Schneidkante unmittelbar vorgelagerte Zone ist auch hier, trotz der
sehr geringen Duktilität, durch höhere plastische Verformung gekennzeichnet. Dies lässt sich
an der Gefügestruktur und der Abbildung der Schneidkante in der Spanwurzel erkennen.
Die Erhöhung der Werkstücktemperatur im Bereich von
ϑ
= 300 °C bis
ϑ
= 750 °C führte zu
einer deutlichen Verringerung grober Rissbildung. Die Querschliffe der erzeugten
Spanwurzeln zeigten, dass die Späne in diesem Temperaturbereich durch Bildung von
Segmenten entstehen (vgl. Bild 6-2, unten links). Ein Zusammenhalt der einzelnen
Spansegmente war bei keiner eingestellten Werkstücktemperatur gegeben.
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min
h= 0,100 mm
b= 6·2,0 mm
ϑ
= 20 °C bis 800 °C
Werkzeug:
SNGN 120712
Schneidstoff:
KY1540
Geometrie:
v
c
v
c
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
ϑ
= 20 °C 20 µm20 µm
ϑ
= 700 °C 20 µm
ϑ
= 700 °C 20 µm20 µm
ϑ
= 800 °C 20 µm
ϑ
= 800 °C 20 µm
v
c
v
c
v
c
v
c
v
c
v
c
Bild 6-2: Spanwurzeln aus TiAl TNBV5 erzeugt bei unterschiedlichen Temperaturen
Die Werkstücktemperaturen wurden im weiteren Verlauf der Versuchsdurchführung auf
ϑ
= 800 °C und schließlich auf
ϑ
= 850 °C erhöht. Hier zeigte sich ein deutlich abweichendes
Verhalten des Werkstückwerkstoffs in der Spanbildungszone. Es wurden bei allen Versuchen
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 65
stets zusammenhängende Späne gebildet. Anhand der Querschliffaufnahmen ist ersichtlich,
dass ab einer Werkstücktemperatur von
ϑ
= 800 °C eine Fließspanbildung bei der Zerspanung
des intermetallischen Titanaluminids TNBV5 in stranggepresstem Zustand möglich ist. Der in
Bild 6-2, unten rechts zu erkennende grobe interkristalline Riss vor- und unterhalb der
Spanbildungszone ist vermutlich während der Abkühlung der Proben nach Versuchsende im
Ofen entstanden. Hierbei verblieb die keramische Wendeschneidplatte zwischen den
gegenüberliegenden Stegen der U-förmigen Probe und verspannte diese infolge der
geringfügig unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von Werkzeug- und
Werkstückwerkstoff.
In Bild 6-3 sind rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen eines metallographisch
präparierten Querschliffs einer bei einer Werkstücktemperatur von
ϑ
= 750 °C erzeugten
Spanwurzel abgebildet. Dabei erfolgte die Spanbildung wie bereits beschrieben durch
Bildung von Segmenten. Der Spanprozess wurde während der Aufstauphase gestoppt. In der
linken Übersichtsaufnahme erkennt man im oberen Bereich die nahezu geradlinig von der
freien Oberfläche in Richtung Schneide verlaufende Scherkante.
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeug:
Zwick&Roell T1-FR150SN.A4K TiAl TNBV5 SNGN 120712
stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min Schneidstoff: Geometrie:
h= 0,100 mm Keramik KY1540
b= 6·2,0 mm
ϑ
= 750 °C
v
c
v
c
Mikrorisse / Hohlräume
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
ϑ
= 750 °C 2 µm2 µm
ϑ
= 750 °C 20 µm20 µm
Bild 6-3: Querschliffaufnahmen einer Spanwurzel, erzeugt bei einer Werkstücktemperatur von
ϑ
= 750 °C
Im unteren Bereich nahe der Schneidkante ist analog zu den bereits beschriebenen
Spanwurzeln ein Bereich mit hoher plastischer Verformung zu erkennen. Das in diesem
Bereich vom Schneidkeil vorgeschobene Werkstückmaterial weicht wegen des fehlenden
66 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Widerstands entlang der Spanfläche in Spanablaufrichtung aus. Hierdurch wird die in diesem
Bereich zunächst gerade vorlaufende Scherebene nach oben geschoben.
Den gekrümmten Verlauf der Scherebene verdeutlicht die Detailaufnahme in Bild 6-3, rechts.
Hier sind im Bereich dicht an der Schneidkante Hohlräume zu erkennen, die durch
Mikrorissbildung oder Vereinigung von Fehlstellen entstanden sein können. Daran schließt
sich die in Richtung der freien Oberfläche verlaufende Scherzone mit einer geringen
Dickenausdehnung im Bereich weniger µm an, die im Bild hervorgehoben dargestellt ist.
Nach NAKAYAMA [Nak74] ist der Aufstauwinkel der freien Oberfläche
ρ
bei der
Segmentspanbildung gleich dem Reibwinkel zwischen Schnitt- und Zerspankraft abzüglich
des Spanwinkels. Wird vereinfachend angenommen, dass in der Ausschiebephase der
Segmentspanbildung keine weitere plastische Verformung im bereits gebildeten Spansegment
erfolgt, so lässt sich anhand des Aufstauwinkels
ρ
eine kritische Versagensdehnung im
Bereich nahe der freien Oberfläche ermitteln, bei der ein lokalisiertes Werkstoffversagen
einsetzt. Zur Analyse der Höhe der kritischen Versagensdehnung kann in Anlehnung an
GENTE [Gen02] und CLOS [Clo05] ebenfalls angenommen werden, dass die plastische
Verformung in der Spanbildungszone parallel zum Scherwinkel
Φ
erfolgt. Mit dem anhand
von Spänen und Spanwurzeln messbaren Aufstauwinkel der freien Oberfläche
ρ
und dem
Scherwinkel
Φ
lässt sich gemäß Gleichung (6-1) die kritische Scherung innerhalb des oberen
Bereichs des gebildeten Segments berechnen, bei der die Segmentierung einsetzt [Gen02]:
)sin()sin(
)sin(
)tan(
ρΦΦ
ρ
χ
+⋅
= (6-1)
Der Aufstauwinkel wurde in den Spanwurzeln gemessen und betrug im Temperaturbereich
300 °C ≤
ϑ
≤ 750 °C im Mittel
ρ
= 15°. Die Scherwinkel sind zwischen
Φ
= 39° und
Φ
= 52°
bestimmt worden. Die Streubreite lässt sich mit Schwankungen in der Spanungsdicke beim
Zerspanen der einzelnen Probenstege, dem Zeitpunkt des Stoppens und Fehlern in der
lichtoptischen Erfassung erklären. Eine Abhängigkeit des Scherwinkels von der eingestellten
Werkstücktemperatur ließ sich nicht feststellen. Den Modellen der Plastizitätsmechanik
folgend, kann der Scherwinkel mit
Φ
= 45° angenommen werden. Aus der gemäß
Gleichung (6-1) ermittelten kritischen Scherung nahe der freien Oberfläche der
Spanbildungszone kann der Vergleichsumformgrad beispielhaft nach Tresca bestimmt und
ein Vergleich mit Druckversuchen angestellt werden. Die Umrechnung der ebenen Scherung
in den Vergleichsumformgrad
ϕ
erfolgt nach Gleichung (6-2) [Tön04]:
)tan(
2
1
χϕ
⋅= (6-2)
Für die im Temperaturbereich 300 °C ≤
ϑ
≤ 750 °C erfolgten Versuche ergibt sich somit ein
Vergleichsumformgrad von
ϕ
= 0,16 bis
ϕ
= 0,24 und im Mittel
ϕ
= 0,19. Die Bestimmung
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 67
nach dem Fließkriterium von v. Mises ergibt entsprechend höhere Werte von
ϕ
= 0,21 bis
ϕ
= 0,27. Eine Abhängigkeit des Verformungsgrads von der Werkstücktemperatur konnte in
diesem Temperaturbereich nicht festgestellt werden. In parallel durchgeführten
Stauchversuchen wurden an zylindrischen Vergleichsproben aus der hier verwendeten
Legierung TNBV5 in stranggepresstem Gefügezustand ohne Erwärmung ein Umformgrad
von ebenfalls
ϕ
= 0,19 ermittelt. Die Elastizitätsgrenze wurde als Streckgrenze mit
Re = 1000 N/mm2 ermittelt. Somit lässt sich feststellen, dass im oberen Bereich der
Spanbildungszone zum Zeitpunkt der Ausschiebephase eine Formänderung vorliegt, die
vergleichbar ist mit der die bei Zylinderstauchversuchen zum Versagen durch Schubbruch
führt.
Für Temperaturen ab
ϑ
= 800 °C wurden dagegen Fließspäne erzeugt (vgl. Bild 6-2). Die
Verformung während der Spanbildung kann hierfür gemäß Bild 6-4 aus der
Spandickenstauchung
λ
h, also dem Verhältnis von mittlerer Spandicke hch und der
Spanungsdicke h, abgeleitet werden:
h
hch
h=
λ
(6-3)
Dabei wird die mittlere Spandicke hch als arithmetischer Mittelwert aus maximaler und
minimaler Spandicke bestimmt. Für die Späne, die bei einer Werkstücktemperatur von
ϑ
= 800 °C und
ϑ
= 850 °C erzeugt wurden, ergibt sich eine Spandickenstauchung von
λ
h = 1,57. Aus der Spandickenstauchung und dem Spanwinkel lässt sich nach MERCHANT der
Scherwinkel
Φ
gemäß Gleichung (6-4) bestimmen [Mer45, Huc52]. Hierbei wird
vereinfachend das Scherebenenmodell, Volumenkonstanz, Werkstoffhomogenität, Isotropie
und das Vorliegen eines ebenen Deformationszustands vorausgesetzt (vgl. Bild 6-4) [Tön04].
(
)
()
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
=
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
−
==h
0
h
1
arctan
sin
cos
arctan
λγλ
γ
Φγ
(6-4)
Für die Versuche bei
ϑ
= 800 °C und dem eingesetzten Spanwinkel
γ
= 0° ergibt sich nach
Gleichung (6-4) ein Scherwinkel von
Φ
= 32,5°. Aus der Spandickenstauchung
λ
h kann
zudem die Vergleichsumformgrad
ϕ
nach Tresca (analog v. Mises) ermittelt werden. Nach
Gleichung (6-5) gilt für den hier diskutierten Fließspan und einem Spanwinkel von
γ
= 0°
[Tön04]:
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛+=
h
h
1
2
1
λ
λϕ
(6-5)
Somit ergibt sich aus den erzeugten Spanwurzeln und Spänen bei einer Werkstücktemperatur
von
ϑ
= 800 °C eine Vergleichsumformgrad von
ϕ
= 1,1. Eine entsprechend hohe erreichbare
68 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
plastische Verformung bis in den Bereich der Superplastizität wurde auch bei Zugversuchen
an intermetallischen γ-TiAL-Legierungen bei Temperaturen von
ϑ
= 850 °C erreicht [Kni06].
Fc
Fp
FtΦ
FnΦ
Fz
ρ
Φ
h
hch
Scherebene
Bild 6-4: Kräftegeometrie beim Orthogonalspanen [Tön04]
Bild 6-5 zeigt einen bei einer Werkstücktemperatur von
ϑ
= 850 °C erzeugten Fließspan aus
der TiAl-Legierung TNBV5. Die Spanoberseite der Späne ist stark zerklüftet und periodisch
sägezahnförmig gewellt. Diese Welligkeit ist auf eine geringe Diskontinuität der
Scherverformung während der Spanbildung zurückzuführen. Zur Charakterisierung der
Diskontinuität der Spanbildung kann der Segmentierungsgrad Gs verwendet werden. Dieser
errechnet sich nach Gleichung (2-6) aus der maximalen und der minimalen Spandicke.
Aus Gleichung (2-6) ergibt sich ein Segmentierungsgrad von Gs = 0 für einen homogenen
Fließspan und Gs = 1 für einen vollständig segmentierten Span. Dieser weist eine minimale
Spandicke von hchmin = 0 mm auf. Für die Späne, die bei Werkstücktemperaturen von
ϑ
= 850 °C erzeugt wurden, ergibt sich ein Segmentierungsgrad von Gs = 0,21.
Die in Bild 6-5 an der Spanoberseite weiterhin erkennbaren Kerbungen sind ebenfalls auf die
Fertigung der U-Proben durch Funkenerosion und die dabei auftretenden thermisch bedingten
Risse zurückführbar. Diese Risse führten jedoch nicht zu einer signifikanten Beeinflussung
der Spanbildung. An der Spanunterseite ist ein Bereich mit stark ausgedehnten Körnern zu
erkennen. Dieses Verhalten wird im Allgemeinen durch die in der sekundären Scherzone
erfolgende zusätzliche plastische Verformung erklärt. Die Querschliffaufnahmen haben
gezeigt, dass bei thermischer Aktivierung genügender Gleitsysteme im intermetallischen
Werkstückwerkstoff durch Aufheizen der Proben diese stark ausgestreckten Spanunterseiten
durch die Bewegung des Spans entlang der Spanfläche gebildet werden.
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 69
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeug:
Zwick&Roell T1-FR150SN.A4K TiAl TNBV5 SNGN 120712
stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min Schneidstoff: Geometrie:
h= 0,100 mm Keramik KY1540
b= 6·2,0 mm
ϑ
= 850 °C
v
c
v
c
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
h
chmax
h
chmin
Bereich hoher Kornstreckung
20 µm
Bild 6-5: Fließspan bei Zerspanung von TiAl TNBV5
Hinsichtlich der vorliegenden Spanbildungsmechanismen und der Schnittflächenausbildung
bei Zerspanoperationen mit höherer Schnittgeschwindigkeit haben diese starken
Verformungen und die damit eventuell einhergehende zusätzliche Erwärmung nur indirekt
Einfluss. Das durch die Verformungswärme aktivierte Volumen wird durch den Spanfluss
abtransportiert. Jedoch sind die starken Verformungen an der Spanunterseite ein deutliches
Anzeichen für die Bedeutung der Reibung in der sekundären Scherzone an der Spanfläche
und die starke Adhäsivität des Werkstückwerkstoffs.
Bild 6-6 zeigt exemplarisch den Verlauf der ermittelten Schnittkraft in Abhängigkeit von der
Werkstücktemperatur. Die Auswertung der Schnittkräfte erfolgte jeweils nach einer
Schnittzeit von tc = 5 s. So konnte der Einfluss der Freiflächenreibung (Freiwinkel
α
o = 0°)
bei allen Versuchen konstant auf niedrigem Niveau gehalten werden. Bei den Versuchen ohne
Werkstückerwärmung treten aufgrund des hohen Anteils an grober Rissbildung und
Ausbrüchen in der Spanbildungszone große Schwankungen der Schnittkraft auf. Eine
Erhöhung der Werkstücktemperatur auf
ϑ
= 300 °C bis 750 °C bewirkt einen deutlich
gleichmäßigeren Kraftverlauf. In diesem Temperaturbereich treten die für die beschriebene
Segmentspanbildung typischen sägezahnförmigen Kraftverläufe auf. In der Aufstauphase
steigt die Schnittkraft stetig an. Die sich in ungünstig orientierten Körnern dabei
70 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
entwickelnden hohen Spannungen können lokal die Bruchspannung erreichen, was bei tiefen
und mittleren Temperaturen als Hauptursache für das Materialversagen angesehen werden
kann [App98, App03, Cle95, Cle00, Fro01, Hua91, Kim94, Kni07, Pet02, Rom97, Spa98,
Wes00, Yam93]. Wenn im Bereich der Spanbildungszone eine kritische Versagensdehnung
erreicht wird, folgt die Ausschiebephase. Hier versagt der Werkstoff lokal in einer
Scherebene. Das so gebildete Segment wird durch das sich weiterbewegende Werkzeug
heraus geschoben.
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
vc= 0,01 m/min
h= 0,100 mm
b= 6·2,0 mm
ϑ
= 20 °C bis 800 °C
Werkzeug:
SNGN 120712
Schneidstoff:
KY1540
Geometrie:
vc
vc
4 µm90°90°0°0°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4 µm90°90°0°0°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o0
1000
2000
N
5000
Schnittkraft Fc
3000
0123 s7
Schnittzeit t
45
ϑ
= 20 °C
0
1000
2000
N
5000
Schnittkraft Fc
3000
0
1000
2000
N
5000
Schnittkraft Fc
3000
0123 s7
Schnittzeit t
450123 s7
Schnittzeit t
45 0
1000
2000
N
5000
Schnittkraft Fc
3000
0123 s7
Schnittzeit t
45
ϑ
= 700 °C
ϑ
= 800 °C
Bild 6-6: Schnittkraft in Abhängigkeit von der Werkstücktemperatur beim Orthogonalspanen von TiAl
TNBV5
SPARKA [Spa98] gibt an, dass bei Temperaturen ab
ϑ
= 800 °C Versetzungsklettern als
Hauptursache für eine deutliche Duktilitätssteigerung bei TiAl-Legierungen wirksam wird.
Eine Steigerung der Werkstücktemperatur auf
ϑ
≥ 800 °C führte bei den hier durchgeführten
Versuchen zu einer deutlichen Änderung der vorliegenden Spanbildungsmechanismen. Es
werden Fließspäne erzeugt, die durch gleichmäßige Scherung entstehen. Hierbei ist ein
deutlicher Anstieg der Schnittkraft zu beobachten, wie in Bild 6-6 zu ersehen ist. Im direkten
Vergleich der aufgezeichneten Schnittkraftkurven fehlen die steil abfallenden Flanken, die die
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 71
Ausschiebephase charakterisieren. Vielmehr steigt die Schnittkraft im Vergleich zu den
Versuchen bei geringerer Werkstücktemperatur stetig auf den doppelten Betrag von ca.
Fc = 4500 N an. Die Kräfte wurden jeweils zu Beginn der Versuche ausgewertet. Daher ist der
Einfluss der Reibung der Werkzeugfreifläche auf der Schnittfläche als gering anzunehmen.
Um die Vermutung einer durch Sauerstoffdiffusion hervorgerufene Verfestigung zu
überprüfen, wurden die Sauerstoffgehalte spektroskopisch ermittelt. Hierbei wurde
festgestellt, dass die Probenherstellung durch Funkenerosion zu einer erhöhten
Sauerstoffkonzentration im Probenmaterial führte. Als Vergleich dienten Proben, deren
Endbearbeitung durch Schleifen erfolgte. Der Sauerstoffgehalt lag bei allen durch
Funkenerosion vorbearbeiteten Proben auf gleichem Niveau unabhängig von der Erwärmung
der Proben während der Versuchsdurchführung.
Hinzu kamen rasterelektronenoptische Messungen mit der Mikrosonde, bei der die
Elementkonzentrationen in der Randzone der Proben lokal hoch aufgelöst
wellenlängendispersiv ermittelt werden. Der Sauerstoffgehalt sank bei allen untersuchten
Proben innerhalb einer Eindringtiefe von te = 2 µm auf ein konstantes Minimum ab. Hieraus
kann geschlossen werden, dass der bei den spektroskopischen Messungen ermittelte höhere
Sauerstoffgehalt durch die Bildung von Oxiden bei der Bearbeitung durch Funkenerosion
zurückgeführt werden kann. Eine temperaturabhängige Erhöhung des Sauerstoffgehalts in der
Spanbildungszone durch die Probenerwärmung während der Versuchsdurchführung kann als
Ursache für die deutlich höheren Schnittkräfte jedoch ausgeschlossen werden.
Vielmehr sind die höheren erreichten plastischen Verformungen als ursächlich anzunehmen.
Die Erwärmung der Spanbildungszone erhöht die plastische Verformungsfähigkeit. Der
Werkstoff ist nun in der Lage, Spannungsspitzen, die sich an Inhomogenitäten im
Werkstoffgefüge wie Fehlstellen, Poren, Ausscheidungen oder Korngrenzen bilden, durch
plastische Verformung abzubauen. Bei niedriger Temperatur erfolgt der Spannungsabbau
durch Rissbildung und Bruch, da die für eine plastische Verformung notwendigen
Gleitsysteme nicht in ausreichender Anzahl und Qualität zur Verfügung stehen [Kni07].
In Anlehnung an den Ansatz von KIENZLE [Kie57] wurde die spezifische Schnittkraft aus dem
Verhältnis von Schnittkraft und Spanungsquerschnitt bestimmt. Die spezifische Schnittkraft
ist dabei der Energie gleichzusetzen, die zum Trennen einer Volumeneinheit aufgewendet
werden muss [Tön04]. Die Spanungsdicken wurden an den jeweils 6 einzelnen Stegen separat
vermessen. Mit den Stegbreiten ergeben sich die jeweiligen Spanungsquerschnitte. Diese
wurden zum Gesamtspanungsquerschnitt aufsummiert. Die Schnittkräfte wurden als integrale
Mittelwerte aus den aufgezeichneten Schnittkraftverläufen jeweils innerhalb einer Schnittzeit
von tc = 3 s nach Erreichen eines konstanten Kraftniveaus errechnet. Das Verhältnis von
Schnittkraft zum Spanungsquerschnitt ergibt dann die spezifische Schnittkraft. Angegeben
sind die Mittelwerte aus den zwei Versuchen je eingestellter Werkstücktemperatur. Die
72 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
maximale Abweichung der so ermittelten Einzelwerte vom Mittelwert betrug
∆
kc = 13 %. In
Bild 6-7 sind die ermittelten spezifischen Schnittkräfte kc in Abhängigkeit von der
Werkstücktemperatur abgebildet. Die spezifische Schnittkraft steigt ausgehend von
kc = 1366 N/mm2 bei Versuchsführung ohne zusätzliche Werkstückerwärmung zunächst
linear auf kc = 1671 N/mm2 bei
ϑ
= 700 °C. Eine weitere Steigerung der Werkstücktemperatur
führt zu einer deutlichen Erhöhung der spezifischen Schnittkraft auf bis zu kc = 4110 N/mm2
bei
ϑ
= 800 °C. Höhere Werkstücktemperaturen führen dann infolge thermischer Erweichung
wieder zu geringeren spezifischen Schnittkräften. So wurde bei einer Werkstücktemperatur
von
ϑ
= 850 °C die spezifische Schnittkraft von kc = 2643 N/mm2 bestimmt.
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min
h= 0,100 mm
b= 6·2,0 mm
ϑ
= 20 °C bis 850 °C
Werkzeug:
SNGN 120712
Schneidstoff:
KY1540
Geometrie:
v
c
v
c
0
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4 µm90°90°0°0°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0 200 400 600 °C 1000
0
1
2
kN
5
Werkstücktemperatur
ϑ
spezifische Schnittkraft k
c
3
0,5
1,0
2,0
2,5
1,5
Umformgrad
ϕ
Spez. Schnittkraft k
c
Umformgrad ϕ
mm
2
Bild 6-7: Spezifische Schnittkraft und Umformgrad in Abhängigkeit von der Werkstücktemperatur beim
Orthogonalspanen von TiAl TNBV5
Das temperaturabhängige Verformungsverhalten von Titan-basierten Werkstoffen ist zudem
durch eine Fließspannungsanomalie gekennzeichnet. Im Fall der γ-Phase erreicht die
Fließspannung im Temperaturbereich von 600 °C ≤
ϑ
≤ 800 °C ein lokales Maximum. Die
Ausprägung der Fleißspannungsanomalie ist jedoch stark von der
Legierungszusammensetzung und der Korngröße abhängig. Bei sehr feinkörnigem Gefüge,
wie im Fall von stranggepressten Legierungen, wird anstelle des Anstiegs der Fließspannung
mit steigender Temperatur auch ein Plateau oder auch stetiges Absinken der Fließspannung
festgestellt [Kni07]. Daher kann diese Anomalie nicht zur Erklärung der hohen spezifischen
Schnittkraft bei
ϑ
= 800 °C herangezogen werden. Eher ist mit einem Sinken der für das
Einsetzen des Fließens notwendigen Schubspannung zu rechnen.
Den plastizitätsmechanischen Theorien und dem Scherebenenmodell folgend lässt sich die
spezifische Schnittkraft kc beim Orthogonalschnitt nach einigen Umformungen gemäß
Gleichung (6-6) errechnen [Tön04]:
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 73
)cos()sin(
)2sin(
maxc
γρΦΦ
Φ
τ
−+⋅
⋅=
k (6-6)
Hierbei bezeichnet
τ
max die maximale Schubspannung in der Scherebene, berechnet nach
v. Mises- oder Tresca-Fließkriterium und
ρ
den Reibwinkel zwischen Schnitt- und
Passivkraft. Der Spanwinkel betrug bei den Versuchen
γ
= 0°. Die Verringerung des
Scherwinkels von
Φ
= 45° bei Werkstücktemperaturen bis
ϑ
= 700 °C auf
Φ
= 32,5° bei
ϑ
= 800 °C bewirkt eine Steigerung der Scherquerschnittsfläche und damit der
Tangentialkraft FTΦ in der Scherebene. Die mittlere spezifische Schnittkraft beträgt bei
ϑ
= 800 °C k
c = 4110 N/mm2. In den durchgeführten Versuchen zum Einfluss der
Spanungsdicke, bei denen neben der Schnittkraft auch die Passivkraft Fp ermittelt wurde,
konnte der Reibwinkel mit 27° ≤
ρ
≤ 37° bestimmt werden. Aufgrund der großen
Kontaktlänge zwischen ablaufendem Span und der Spanfläche bei den Versuchen mit einer
Werkstücktemperatur von
ϑ
= 800 °C und dem damit hohen Passivkraftanteil wird der größte
ermittelte Reibwinkel von
ρ
= 37° angenommen. Setzt man die ermittelten Scher- und
Reibwinkel in Gleichung (6-6) ein, so ergibt sich rechnerisch eine maximale Scherspannung
von
τ
max = 850 N/mm2, die in der Scherfläche überwunden werden musste. Die spezifische
Schnittkraft, also die zur Zerspanung eines Volumenelements notwendige Energie, steigt mit
der Erhöhung des Umformgrads und Verringerung des Scherwinkels beim Übergang von
Segment- zu Fließspanbildung um 146 %. Berechnet man den Umformgrad, der dem
Vergleichsumformgrad entspricht, mit den entsprechenden Ansätzen für die Segment- und
Fließspanbildung so erhöht sich dieser um 480 % von
ϕ
= 0,19 auf
ϕ
= 1,1.
Die Versuche zeigen, dass erst eine Steigerung der Werkstücktemperatur auf mindestens
ϑ
= 800 °C zu einer deutlichen Änderung der Spanbildungsmechanismen bei der Zerspanung
der intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 in stranggepresstem Gefügezustand führt. Die
Bildung von Fließspänen infolge des thermisch bedingt höheren Verformungspotenzials
bewirkt gleichzeitig signifikant höhere spezifische Schnittkräfte. Dies ist vergleichbar mit den
von TÖNSHOFF ET AL. [Tön00b, Tön05] vorgestellten Ergebnissen zur Hochgeschwindigkeits-
bearbeitung. Hierbei wird der Übergang von der Fließ- zur Segmentspanbildung durch einen
charakteristischen Abfall der Schnittkraft beschrieben. Im Umkehrschluss steigt hier beim
Übergang von der Segment- zur Fließspanbildung die für die Zerspanung eines
Volumenelements notwendige Energie.
Bereits die Erwärmung des Werkstücks auf
ϑ
= 300 °C führte jedoch zu einer merklichen
Verringerung von Rissbildung und Ausbrüchen in der Schnittfläche. Bis zu
Werkstücktemperaturen von
ϑ
= 500 °C konnten aber Risse in der Schnittfläche mit einer
Tiefe von bis zu 50 µm nachgewiesen werden. Ohne zusätzliche Einbringung thermischer
Energie z. B. durch Plasma- oder Lasererwärmung wären somit die kinematischen und
geometrischen Prozesseinstellgrößen so zu wählen, dass eine selbstinduzierte Erwärmung der
74 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
gesamten Spanbildungszone auf mindestens
ϑ
= 500 °C erfolgen kann. Dies wird jedoch
durch die geringe Wärmeleitung des Werkstückwerkstoff TiAl und die im Vergleich zu den
hier durchgeführten Versuchen hohe Schnittgeschwindigkeit in der industriellen Anwendung
erschwert. Die bei der plastischen Verformung und Reibung freigesetzte Wärme wird durch
den Span abtransportiert oder an der Schnittfläche an das Umgebungsmedium abgegeben. Für
die weitere Spanbildung steht diese jedoch nicht mehr zur Verfügung.
6.1.2 Einfluss der Spanungsdicke auf die Prozesskenngrößen
Zur Erprobung des Versuchsaufbaus, bei dem nun Flachproben Anwendung fanden, wurden
Vorversuche an der konventionellen Titanlegierung TiAl6V4 durchgeführt. In Analogie zu
den von GENTE [Gen02] vorgestellten Versuchen unter quasistatischer Versuchsführung
konnten hier ebenfalls nur segmentierte Späne beobachtet werden (vgl. Bild 6-8). Zu
erkennen ist, dass in der Stauzone hohe plastische Verformungen durchlaufen werden. Im
Bereich nahe der freien Oberfläche weisen die Segmente dagegen nur geringe, messtechnisch
kaum erfassbare Verformungen auf. Die freie Werkstückoberfläche wird durch den
Spanbildungsprozess leicht aufgewölbt.
Insbesondere bei an der Oberfläche austretenden Korngrenzen treten zudem Stufungen der
Oberfläche auf. Diese Stufen können als Kerben und deshalb als Initialstellen für eine
nachfolgende Scherung angesehen werden. Die Verformung ist also nicht nur zeitlich
inhomogen, sondern weist auch einen großen örtlichen Gradienten auf. Von der Spanoberseite
ausgehend betrachtet werden die gebildeten Segmente durch zunächst geradlinig verlaufende,
scharfe Trennlinien begrenzt. Eine entsprechende Scherzonenbreite konnte hier nicht
bestimmt werden. Dies legt den Schluss nahe, dass die Segmentbildung durch spontanes
Versagen infolge von Schubbruch im oberen Bereich des Spanes begleitet wird.
Eine thermische Entfestigung als primäre Ursache für die Lokalisierung der plastischen
Verformung in den Scherzonen kann aufgrund der geringen eingestellten
Schnittgeschwindigkeit weitgehend ausgeschlossen werden. Trotz der im Vergleich zu
anderen Werkstoffen niedrigen Wärmeleitfähigkeit der Legierung TiAl6V4 von
λ
= 6,3 W/mK bei RT ist für die Ableitung ausreichend Zeit vorhanden. Die im Bereich vor
der Schneidkante vorliegenden plastischen Verformungsgrade liegen deutlich über der für
diesen Werkstoff begrenzten Bruchdehnung von A = 8 % bis A = 15 %. Zur Erklärung der
Steigerung des plastischen Formänderungsvermögens sind somit andere Mechanismen als
eine reine thermische Erweichung heranzuziehen. Es ist vielmehr davon auszugehen, dass
unterschiedliche Spannungszustände vorliegen, die ein derart inhomogenes
Verformungsverhalten bewirken.
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 75
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl6V4
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min
h= 0,065 mm
b= 1,3 mm
ϑ
= 20 °C
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie:
v
c
v
c
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
20 µm20 µm
Bild 6-8: Querschliff einer Spanwurzel aus TiAl6V4
Nach den Vorversuchen am Vergleichswerkstoff TiAl6V4 wurden die Versuche an der
intermetallischen TiAl Legierung TNBV5 durchgeführt. Auch hier kam es selbst bei
quasistatischer Versuchsführung und einer Schnittgeschwindigkeit von ebenfalls
vc = 0,01 m/min ausschließlich zur Bildung vollständig segmentierter Späne. Die
Spanungsdicke wurde schrittweise von h = 0,075 mm auf h = 0,006 mm reduziert. Die
nadelförmigen Spansegmente waren zunächst vereinzelt. Bild 6-9 zeigt anhand von REM-
Aufnahmen die Ausbildung der erzeugten Spanwurzeln und Schnittflächen in Abhängigkeit
von der Spanungsdicke h. Die Schnittbewegung erfolgte von links nach rechts.
Bei allen eingestellten Spanungsdicken lassen sich ausgeprägte Segmentierungsmarken
erkennen. Die Einstellung geringer Spanungsdicke führt dazu, dass neben diesen
Markierungen kleine Verschiebungen ersichtlich werden, deren Abstand mit der Korngröße
des Werkstückwerkstoffgefüges korreliert. Als Ursache kann hierfür die Anhaftung des
Werkstückwerkstoffs an der Werkzeugschneide und die Entspannung der Werkstückrandzone
nach erfolgtem Überlauf der Werkzeugschneide angesehen werden. Darüber hinaus kann von
einem Einfluss der Kornorientierung ausgegangen werden.
Bei geringen Spanungsdicken unter h = 0,020 mm ist der Zusammenhalt der gebildeten Späne
so groß, dass sich Bandspäne bildeten. Gleichzeitig steigt die Oberflächengüte der
Schnittfläche. So traten ab dieser Spanungsdicke in der Schnittfläche keine makroskopischen
Ausbrüche mehr auf. Doch auch bei der Einstellung kleinster Spanungsdicken im Bereich
weniger µm erfolgte die Spanbildung stets durch Segmentierung. Vermutlich bleibt der
Zusammenhalt der Späne bestehen, weil die im Span wirkenden Biegespannungen aufgrund
mit abnehmender Spandicke kleinere nominelle Maximalwerte erreichen.
76 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
vc= 0,01 m/min
h= 0,006 mm bis 0,053 mm
b= 1,3 mm
ϑ
= 20 °C
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie: 3 µm90°90°0°11°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
h= 0,006 mm 200 µm
h= 0,006 mm 200 µm200 µm
h= 0,053 mm 200 µm
h= 0,053 mm 200 µm200 µm
h= 0,018 mm 200 µm
h= 0,018 mm 200 µm200 µm
vc
vc
vc
vc
vc
vc
vc
vc
Bild 6-9: Spanwurzeln und Schnittflächenausbildung in Abhängigkeit von der Spanungsdicke
Der Einfluss der Spanungsdicke auf die Schnittflächenausbildung ist dagegen signifikant. Bei
den in diesen Versuchen eingestellten hohen Spanungsdicken oberhalb von h = 0,050 mm
bilden sich makroskopisch erkennbare Risse. Die Schnittflächen sind geprägt von
Ausbrüchen, deren Anzahl und Größe mit weiter steigender Spanungsdicke deutlich
zunehmen. An den Kanten der Versuchswerkstücke sind große Bereiche durch interkristalline
Brüche geschädigt (vgl. Bild 6-9, unten rechts).
Zur Beurteilung der Spanbildungsmechanismen dienten die aufgenommenen
Zerspankraftkomponenten in Schnitt- und Passivrichtung. Die ermittelten Werte wurden
anschließend in die statischen sowie dynamischen Anteile zerlegt (vgl. Bild 6-10).
Der statische Anteil der jeweiligen Zerspankraftkomponente errechnet sich als integraler
Mittelwert der Messwerte innerhalb der ausgewerteten Messzeit. Der dynamische Anteil ist
nur bedingt qualitativ zu bestimmen, da dieser hinsichtlich Frequenz und Amplitude im
Verlauf des Versuchs schwankt. Zur Abschätzung des dynamischen Anteils wurde
vereinfachend der ermittelte statische Anteil von den Messwerten abgezogen. Anschließend
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 77
erfolgte die Bildung der Absolutbeträge der so errechneten Differenzen. Hieraus wurde der
integrale Mittelwert als Vergleichsgröße für den dynamischen Kraftanteil bestimmt. Im
Folgenden wird dieser als dynamische Komponente der jeweiligen Zerspankraftkomponente
bezeichnet. Diese fällt im Gegensatz zum realen Kraftverlauf stets geringer aus als die
maximalen Amplituden der Zerspankraft.
0
50
100
150
N
300
0123s5
Schnittzeit t
c
Schnittkraft F
c
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min
h= 0,075 mm
b= 1,3 mm
ϑ
= 20 °C
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie:
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
200
F
cstat
F
cdyn
F
cstat
F
cdyn
v
c
v
c
Bild 6-10: Exemplarische Darstellung der ermittelten statischen und dynamischen Anteile der Schnittkraft
Sowohl die statischen als auch die dynamischen Komponenten variieren aufgrund von
Schwankungen des Antriebs, Nachgiebigkeiten des Aufbaus und Inhomogenitäten im
untersuchten Werkstückwerkstoff. Durch die Bildung der integralen Mittelwerte können die
Schwankungen der Schnitt- und Passivkraft nicht vollständig nominell beschrieben werden.
Es wurde jedoch eine vergleichbare Kenngröße zur Beurteilung des Spanbildungsprozesses
bereitgestellt. Bild 6-11 zeigt exemplarisch die Verläufe von Schnitt- und Passivkraft in
Abhängigkeit von der Spanungsdicke beim Orthogonalspanen der intermetallischen TiAl-
Legierung TNBV5 in stranggepresstem Gefügezustand.
Mit zunehmender Spanungsdicke steigt der dynamische Anteil der Schnitt- und Passivkräfte
deutlich an. Bei einer Spanungsdicke von h = 0,006 mm ist nahezu keine Schwankung um die
statischen Werte der Kraftkomponenten Fcstat = 36 N und Fpstat = 27 N zu beobachten. Auch
die Steigerung der Spanungsdicke auf h = 0,018 mm führt nur zu geringfügig höheren
Amplituden der Zerspankraftschwankungen. Die statischen Anteile betragen hier Fcstat = 54 N
und F
pstat = 31 N. Im Bereich 0,020 mm ≤ h ≤ 0,050 mm scheint sich die Gewichtung der
vorherrschenden Spanbildungsmechanismen deutlich zu verschieben. Der Kraftverlauf nimmt
hier den für die Segmentspanbildung typischen sägezahnförmigen Verlauf an. Die statischen
78 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Anteile der Zerspankraftkomponenten sind hier mit Fcstat = 124 N und Fpstat = 64 N bestimmt
worden.
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
vc= 0,01 m/min
h= 0,006 mm bis 0,053 mm
b= 1,3 mm
ϑ
= 20 °C
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie: 4 µm90°90°0°11°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4 µm90°90°0°11°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o0123 s5
0
50
100
200
N
300
Schnittzeit tc
Zerspankraftanteile Fi
Schnittkraft Fc
Passivkraft Fp
150
0123 s5
0
50
100
200
N
300
Schnittzeit tc
Zerspankraftanteile Fi
Schnittkraft Fc
Passivkraft Fp
150
h= 0,018 mm
0123 s5
0
50
100
200
N
300
Schnittzeit tc
Zerspankraftanteile Fi
Schnittkraft Fc
Passivkraft Fp
150
h= 0,018 mm
0123 s5
0
50
100
200
N
300
Schnittzeit tc
Zerspankraftanteile Fi
Schnittkraft Fc
Passivkraft Fp
150
h= 0,053 mm
0123 s5
0
50
100
200
N
300
Schnittzeit tc
Zerspankraftanteile Fi
Schnittkraft Fc
Passivkraft Fp
150
h= 0,053 mm
h= 0,006 mm
vc
vc
Bild 6-11: Schnitt- und Passivkraft in Abhängigkeit von der Spanungsdicke
Die aus den Messwerten separierten statischen und dynamischen Anteile sind in Bild 6-12 in
Abhängigkeit von der Spanungsdicke zusammengefasst. Deutlich zu erkennen ist, dass mit
abnehmender Spanungsdicke die Amplitude des dynamischen Anteils abnimmt. So beträgt
der dynamische Anteil nur etwa 15 % von der statischen Schnittkraft bei Spanungsdicken
unter h = 0,020 mm. Oberhalb einer Spanungsdicke von h = 0,050 mm liegt der prozentuale
Anteil der dynamischen Schnittkraft jedoch stets über 40 %. Ein ähnliches Verhalten konnte
bei der Passivkraft bestimmt werden. Hier steigen die Anteile des dynamischen Anteils von
6 % unter h = 0,020 mm auf etwa 25 % oberhalb von h = 0,050 mm.
Darüber hinaus steigt mit abnehmender Spanungsdicke das Verhältnis von Schnittkraft zu
Passivkraft signifikant an. Während bei Spanungsdicken oberhalb von 0,010 mm die
Passivkraft zwischen 51 % und 57 % der Schnittkraft beträgt, liegen bei h < 0,010 mm die
Werte bei etwa 75 % der jeweiligen Schnittkraft. Hierfür ist der mit abnehmender
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 79
Spanungsdicke steigende Einfluss der Schneidkantenrundung als ursächlich anzunehmen, der
bei den hier dargestellten Versuchen zunächst konstant bei rβ = 3 µm gehalten wurde.
Schnittkraft F
c
Passivkraft F
p
0
50
100
150
N
250
0 0,02 0,04 0,06 mm 0,1
Spanungsdicke h
Zerspankraftanteil F
i
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min
h= 0,006 mm bis 0,075 mm
b= 1,3 mm
ϑ
= 20 °C
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie:
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
dynamischer
Anteil F
idyn
v
c
v
c
Bild 6-12: Zerspankraftanteile in Schnitt- und Passivrichtung in Abhängigkeit von der Spanungsdicke
Zur Beurteilung der Spanbildungsmechanismen bei geringer Spanungsdicke dienten darüber
hinaus REM-Aufnahmen von metallographisch präparierten Querschliffen von den erzeugten
Spanwurzeln. In Bild 6-13, oben rechts ist eine Querschliffaufnahme einer Spanwurzel zu
erkennen, die bei einer Spanungsdicke von h = 0,006 mm erzeugt wurde. Vor der
Schneidkante und in der Randzone unter der Schnittfläche erstreckt sich ein Bereich
ausgedehnter plastischer Verformung. Die Formänderungen gehen hier deutlich über die in
Zugversuchen ermittelten Bruchdehnungen hinaus. Dieser Bereich wurde bei allen
untersuchten Spanwurzeln im Bereich der Schneidkante festgestellt. Eine thermische
Entfestigung kommt als alleinige Ursache für die hohe Verformbarkeit nicht in Betracht.
Hierfür sind die Prozessgeschwindigkeiten deutlich zu gering. Vielmehr müssen zur
Erklärung des beobachteten hohen Verformungspotentials die vor der Schneide
vorherrschenden Spannungszustände berücksichtigt werden.
Der Bereich der Spanentstehungszone, der der Schneidkante abgewandt ist (hin zur freien
Werkstückoberseite) weist dagegen nur geringe Verformungen auf. Die Aufwölbung der
Werkstückoberfläche kann als Folge geringerer plastischer Verformung angesehen werden.
Analog zu den Versuchen zum Einfluss der Werkstücktemperatur erfolgte die Bestimmung
einer kritischen Scherung im Bereich nahe der freien Oberfläche, bei der ein lokalisiertes
Werkstoffversagen einsetzt. Die kritische Scherung kann in den Vergleichsumformgrad nach
v. Mises umgerechnet werden. Im Bereich geringer Spanungsdicken von 6 µm ≤ h ≤ 20 µm
wurden bei allen untersuchten Versuchen stets kritische Umformgrade von
ϕ
= 0,24 ermittelt.
80 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Für Spanungsdicken im Bereich von 0,030 mm ≤ h ≤ 0,060 mm sind die kritischen
Umformgrade von
ϕ
= 0,17 bis 0,21 geringer ausgefallen.
Hohlstellen Zone hoher
plast. Verformung
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
vc= 0,01 m/min
h= 0,006 mm und 0,053 mm
b= 1,3 mm
ϑ
= 20 °C
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie: 4 µm90°90°0°11°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4 µm90°90°0°11°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
h= 0,006 mm 2 µm
h= 0,006 mm 2 µm
h= 0,006 mm 2 µm
h= 0,053 mm 2 µm
h= 0,053 mm 2 µm
h= 0,053 mm 2 µm
h= 0,053 mm 10 µm
h= 0,053 mm 10 µm
h= 0,053 mm 10 µm
Mikrorisse / Hohlräume
Zone hoher
plast. Verformung
vc
vc
h
Bild 6-13: Querschliffe von Spanwurzeln bei Spanungsdicken von h = 0,006 mm und h = 0,050 mm
Auch entlang der in Bild 6-13, oben rechts deutlich erkennbaren Trennebene zwischen dem
gerade gebildeten Segment und dem vorgelagerten Werkstoffvolumen sind keine
ausgedehnten durch Fließlinien gekennzeichneten Bereiche mit hoher plastischer Verformung
zu identifizieren. Daher muss hier von einem spontanen Versagen durch Schubbruch
ausgegangen werden. Der nicht vollständig aufgehobene Zusammenhalt ist durch ein
Wiederverschweißen der entstandenen, chemisch sehr aktiven, neuen Oberflächen erklärbar.
Hierfür sprechen darüber hinaus die beobachteten Hohlstellen.
Eine Steigerung der Spanungsdicke auf h = 0,053 mm führt nicht zu einer signifikanten
Änderung des Scherwinkels im oberen Bereich nahe der freien Werkstückoberfläche. Das
Ausschieben des entstandenen Segments erfolgt nahe der freien Werkstückoberfläche unter
einem Winkel von etwa
Φ
= 45°. Im oberen Bereich scheint das Versagen durch spröde
Rissbildung erfolgt zu sein (Bild 6-13, unten links). Hierauf deuten die unregelmäßige und
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 81
schroffe Kante der Trennebene im oberen Bereich hin. Die Detailaufnahme des Bereichs nahe
der Schneidkante zeigt dagegen stark durch Scherung verformte Strukturen. Nach WEBER
[Web86] ist bei Schneidkantenrundungen von rβ > 0 stets Stauzonen vorhanden. Es bildet sich
somit auch hier eine Stauzone aus, in der der Scherwinkel bis auf
Φ
= 0° sinkt und einen
tangentialen Übergang in die entstehende Schnittfläche formt. Innerhalb dieser deutet sich,
gekennzeichnet durch lokalisierte Scherung, zudem ein schmales Band an, in dem ebenfalls
Hohlstellen erkennbar sind. Da diese in plastisch stark verformte jedoch nicht getrennte
Bereiche eingebettet sind scheint hier die plastische Verformung zur Bildung der Hohlstellen
geführt zu haben. Möglich ist jedoch, dass diese Hohlstellen erst bei Entlastung der
Spanwurzel bei Beendung des Versuchs auftreten.
Im rechten Diagramm in Bild 6-14 ist die spezifische Schnittkraft in Abhängigkeit von der
Spanungsdicke abgebildet. Mit abnehmender Spanungsdicke steigt die spezifische
Schnittkraft bis auf kc = 4564 N/mm2 bei h = 0,006 mm an, was einmal auf den höheren
Reibungsanteil zurückführbar ist und sich zum anderen durch den wachsenden Einfluss der
Schneidkantenrundung ergibt. Der Einfluss der Schneidkantenrundung auf die Spanbildung
und die spezifischen Schnittkräfte sind bereits von mehreren Autoren untersucht worden.
Insbesondere im Rahmen des DFG-Schwerpunktprogramms Prozessskalierung wurden
verschiedene Ansätze vorgestellt, bei denen die Schneidkantenrundung Berücksichtigung
fand [Clo07, Den05, Den07, Klo07, Kot07]. Im Folgenden soll der Einfluss der
Schneidkantenrundung bei der Zerspanung der intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5
diskutiert werden.
In Abhängigkeit von der Spanungsdicke ergibt sich ein für Zerspanprozesse typischer
hyperbolischer Verlauf der spezifischen Schnittkraft. Von VICTOR [Vic56] und KIENZLE
[Kie57] ist folgende Potenzfunktion zur Beschreibung des Verlaufs der spezifischen
Schnittkraft vorgeschlagen worden:
c
0
c1.1c
m
h
h
kk
−
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⋅= (6-7)
Die spezifische Schnittkraft ist darüber hinaus abhängig vom Werkstückwerkstoff, dem
Schneidstoff, den kinematischen und geometrischen Prozessparametern und den
Umgebungsbedingungen. Der Gültigkeitsbereich von Gleichung (6-7) ist bezüglich der
Spanungsdicke mit der Bezugsgröße h0 = 1 mm nach unten beschränkt. VICTOR und KIENZLE
[Kie57, Tön04] schlagen daher vor, die Bezugsspanungsdicke zu stufen und entsprechende
Hauptwerte der spezifischen Schnittkraft zu ermitteln. Zur Berücksichtigung des Einflusses
der geometrischen und kinematischen Einstellgrößen kann Gleichung (6-7) mit
Produktansätzen durch Korrekturfunktionen ergänzt werden.
82 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Insbesondere die Spanungsdicke und die Schneidkantenrundung sind bei den hier
vorliegenden Zerspanungsbedingungen von besonderer Bedeutung. Das Verhältnis von
Spanungsdicke h und Schneidkantenrundung rβ wird im Folgenden als bezogene
Spanungsdicke h’ bezeichnet. Sie variierte durch Änderung der Spanungsdicke bei konstanter
Schneidkantenrundung von rβ = 3 µm im Bereich von 0,01 ≤ h’ = h/rβ ≤ 25. Zusätzlich fanden
gezielt verrundete Wendeschneidplatten aus unbeschichtetem Hartmetall MG12 Anwendung.
Durch Anpassung der Prozesszeit bei der Kantenpräparation durch Strömungsschleifen
wurden so zusätzlich Schneidkantenrundungen von 20 µm, 40 µm und 90 µm erzeugt. Bei
den Versuchen mit den Wendeschneidplatten mit der größten Schneidkantenrundung von
rβ = 90 µm kam es jedoch zu einer starken Abdrängung des Werkzeugs. Reproduzierbare
Zerspanprozesse mit Spanungsdicken im untersuchten Bereich h ≤ 100 µm ließen sich bei
dieser hohen Schneidkantenrundung nicht einstellen.
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeug:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine TiAl TNBV5, SPUN 120308
Prozessparameter: stranggepresst Schneidstoff:
h= 0,006 mm bis 0,075 mm Geometrie: MG12
v
c
= 0,01 m/min
b= 1,3 mm
ϑ
= 20 °C var.90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
var.90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0 0,02 0,04 0,06 mm 0,1
Spanungsdicke h
0
3000
6000
9000
N/mm
2
15000
spezifische Schnittkraft k
c
Victor/Kienzle
r
β
= 40 µm
r
β
= 20 µm
r
β
= 3 µm
0,1 10 100
bezogene Spanungsdicke h‘= h/r
100
1000
10000
N/mm
2
100000
spezifische Schnittkraft k
c
1
v
c
v
c
Bild 6-14: Spezifische Schnittkraft in Abhängigkeit von der Spanungsdicke und von der
Schneidkantenverrundung beim Orthogonalspanen von TiAl TNBV5 mit geringer
Schnittgeschwindigkeit
Wie in Bild 6-14, links erkennbar ist, führt auch bei diesen Versuchen der Ansatz einer
Potenzfunktion zu einer sehr guten Übereinstimmung der mathematischen Beschreibung mit
den experimentell ermittelten Werten. Wird dagegen die Schneidkantenrundung im Verhältnis
zur Spanungsdicke erhöht, stellen sich signifikant höhere spezifische Schnittkräfte ein. Erfolgt
die Darstellung der spezifischen Schnittkraft in Abhängigkeit von der bezogenen
Spanungsdicke, also dem Quotienten aus Spanungsdicke und Schneidkantenrundung in einem
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 83
doppeltlogarithmischen Koordinatensystem, so ergibt sich der rechts in Bild 6-14 dargestellte
lineare Graph. Somit kann hier für die spezifische Schnittkraft in Anlehnung an
Gleichung (6-7) mit K = f(Werkstoff, Schneidkantenrundung) angenommen werden:
c
β
c
m
r
h
Kk
−
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⋅= (6-8)
Als Bezugsgröße kann eine Vergleichsschneidkantenrundung mit β
r = 3 µm herangezogen
werden, die die Wendeschneidplatten ohne zusätzliche Verrundung ausweisen. Durch die
Normierung auf eine Spanungsdicke von h0 = 1 mm wird der gewählte Faktor dimensionslos
und damit eine vergleichende Rechnung vereinfacht. Als werkstoffspezifische Bezugsgröße
für den Widerstand gegen plastische Verformung kann die Schubfestigkeit nach dem
Fließkriterium von Tresca ermittelt aus der Dehngrenze herangezogen werden [Iss95]. Die
Dehngrenze ist schwierig zu bestimmen. Zudem fällt die plastische Bruchdehnung im
Vergleich zu duktilen Werkstoffen gering aus. Somit kann die Zugfestigkeit zur Bestimmung
der maximalen Schubspannung herangezogen werden. Gleichzeitig wird hierdurch eine
geringe Verfestigung im Bereich zwischen Elastizitäts- und Trenngrenze berücksichtigt.
Mit
β
⋅
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
=
−
β
rc1.
0
c
k
h
r
K
m
und m1 2
1Rk r.c ⋅≡
β
sowie mm 1
0
=
h (6-9)
folgt somit:
cc
c
β
rc1.
β
rc1.c
mm
m
r
hr
k
r
h
rkk
−
β
−
−
β⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛⋅
⋅=
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⋅⋅= ββ (6-10)
und:
c
β
rc1.c
m
r
hr
khbF
−
β⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛⋅
⋅⋅⋅= β (6-11)
Der Anstiegswert wird durch den Exponenten mc bestimmt. Dieser wird aus der nach
Gleichung (6-1) bestimmten mittleren ebenen Scherung bei Temperaturen unter
ϑ
= 750 °C
mit mc = 0,39 eingesetzt, da die Spanbildung vereinfacht als ebene Scherung aufgefasst
werden kann. Es wurde bereits gezeigt, dass die aus den Zerspanversuchen abgeleitete
mittlere ebene Scherung mit dem bei Stauchversuchen ermittelten Vergleichsumformgrad
korreliert. Mit Gleichung (6-11) und der vom Hersteller angegebenen Zugfestigkeit der
verwendeten intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 von Rm = 1100 MPa lassen sich die
experimentell ermittelten Schnittkräfte zurückrechnen. Die Übereinstimmung mit den
84 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
experimentell ermittelten Werten ist sehr gut (vgl. Bild 6-15). Es bleibt zu prüfen, ob die
Korrekturfunktion auch bei höheren Schnittgeschwindigkeiten und realen Zerspanprozessen
ebenfalls anwendbar ist.
Analog zu den Versuchen mit zusätzlicher Werkstückerwärmung wurden anhand der
Spanwurzelquerschliffe die Scher- und Aufstauwinkel der freien Oberfläche
Φ
und
ρ
bestimmt und der Umformgrad
ϕ
berechnet. Bis zu einer bezogenen Spanungsdicke von
h’ = 2,0 beträgt der so ermittelte Umformgrad
ϕ
= 0,24. Eine weitere Reduzierung der
Spanungsdicke bzw. die Verringerung der bezogenen Spanungsdicke auf 2 ≤ h’ ≤ 1,1 (bei
einem Schneidkantenradius von 20 µm) führt zu einer signifikanten Steigerung der bis zur
beginnenden Segmentierung erreichbaren Umformgrade auf
ϕ
= 0,31 bis 0,37. Die Versuche
mit einem Schneidkantenradius von 40 µm und Spanungsdicken im Bereich von
0,006 mm ≤ h ≤ 0,013 mm ergaben bei entsprechenden bezogenen Spanungsdicken von
h’ = 0,33 bis 0,15 Umformgrade von über
ϕ
= 0,4.
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min
h= 0,006 mm bis 0,075 mm
b= 1,3 mm
ϑ
= 20 °C
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie:
var.90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
var.90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0
100
200
300
500
0 0,02 0,04 0,06 mm 0,1
Spanungsdicke h
Schnittkraft F
c
r
β
= 3 µm
r
β
= 40 µm r
β
= 20 µm
N
Messung
Rückrechnung
v
c
v
c
Bild 6-15: Vergleich zwischen experimentell ermittelten und mit dem vorgestellten Modell rückgerechneten
Zerspankräfte in Abhängigkeit von der Spanungsdicke
Nach WEBER [Web86] sind bei der Untersuchung der Schnittkräfte bei geringen bezogenen
Spanungsdicken Stauzonen zu berücksichtigen. Mit der bezogenen Spanungsdicke ändert sich
auch der Anteil der Stauzonenquerschnittsfläche an der Spanbildungszone. Die Stauzone ist
gekennzeichnet durch eine Druckspannung parallel zur Spanabflussrichtung. Hierdurch ändert
sich der hydrostatische Anteil des Spanungszustands (die größte Hauptspannung ist negativ).
Die steigernde Wirkung hydrostatischer Druckspannungen auf das Verformungspotential
sprödharter Werkstoffe wurde bereits 1911 von TH. VON KÁRMAN [Kár11] an Proben aus
Marmor und Sandstein nachgewiesen. Elektronenoptische Querschliffaufnahmen der
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 85
erzeugten Spanwurzeln bestätigen die Abhängigkeit des Stauzonenanteils von der bezogenen
Spanungsdicke. Für die mechanische Bearbeitung sprödharter intermetallischer
Titanaluminide scheint die Ausbildung von hydrostatischen Druckspannungszuständen eine
unbedingte Voraussetzung für die schädigungsminimierte Bearbeitung zu sein. Erst der
allseitige Druck ermöglicht auch bei Temperaturen unter 800 °C eine plastische Verformung
des Werkstückwerkstoffs über die niedrigen in Zugversuchen ermittelten Bruchdehnungen
hinaus und verhindert die Schädigung der Schnittfläche durch Risse und Ausbrüche. Analog
zur thermischen Aktivierung von Verformungsmechanismen führen auch geringere bezogene
Spanungsdicken zu einer Steigerung des Verformungspotenzials des Werkstoffs TiAl. Bei
dem hier untersuchten intermetallischen Titanaluminid der Legierung TNBV5 in
stranggepresstem Gefügezustand ist der Unterschied zwischen Elastizitäts- und Trenngrenze
bei Zugbelastung gering. So beträgt die Dehngrenze laut Hersteller Rp0,2 = 1050 MPa und die
Zugfestigkeit Rm = 1100 MPa. Innerhalb der Stauzone bewirkt der vermutlich vorliegende
hohe hydrostatische Druckspannungszustand offensichtlich eine Steigerung des
Verformungspotenzials. Dies wird durch die erweiterte Schubspannungshypothese
beschrieben [Iss95]. Es ist anzunehmen, dass sich der Scherwinkel unter Wirkung der
hydrostatischen Druckspannung in der Stauzone bis auf
Φ
= 0° verringert. Für duktile
Werkstoffe kann im Umkehrschluss gefolgert werden, dass die Fließspanbildung durch
Ausbildung eines hydrostatischen Druckspannungszustands in einem Großteil der
Spanbildungszone begünstigt wird. Duktile Werkstoffe sind durch die Fähigkeit
gekennzeichnet, Spannungsspitzen durch plastische Verformung abbauen zu können. Wenn
also hinsichtlich Anzahl und Qualität ausreichend Gleitsysteme für eine plastische
Verformung zur Verfügung stehen, kann dehnungsabhängige Verfestigung erfolgen. Resultat
ist, dass die weitere Verformung in einem vorgelagerten und noch nicht verfestigten
Werkstoffbereich fortgesetzt wird. Hierdurch sinkt der Scherwinkel, die Scherlänge nimmt zu
und die spezifischen Schnittkräfte steigen.
Im Fall der hier untersuchten intermetallischen TiAl-Legierung liegen für die ausgedehnte
plastische Verformung zum Abbau von Spannungsspitzen bei Temperaturen unter 800 °C
offensichtlich nicht genügend ausreichende Gleitsysteme zur Verfügung. Somit bleibt die
entsprechend der Lage und Richtung der maximalen Schubspannung einsetzende plastische
Verformung gering und führt nicht zur Verfestigung des Werkstückwerkstoffs in der
Scherzone. Damit versagt der Werkstoff entsprechend des durch die Eingriffsgeometrie
vorgegebenen Spannungszustands in einem Winkel von
Φ
= 45°. Die in der Literatur
veröffentlichten Fließkurven den Werkstoff TiAl zeigen zudem kaum eine
dehnungsabhängige Verfestigung [Kni07].
Die Schnittflächen der mit vorverrundeten Schneidkanten bearbeiteten Proben zeigen deutlich
weniger Schädigungen durch Ausbrüche im Vergleich zu den Proben, die mit den nicht
vorbehandelten Wendeschneidplatten bearbeitet wurden (vgl. Bild 6-16). Mit dem
86 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Stauzonenanteil steigt der Anteil an plastischer Verformung. Damit einhergehend nimmt auch
der integrale Umformgrad in der Spanbildungszone zu. Somit wird selbst bei nicht
vorliegender dehnungsabhängiger Verfestigung mehr Umformarbeit geleistet. Hierdurch
erhöht sich die spezifische Schnittkraft. Hinzu kommen sekundäre Effekte, wie der
zunehmende Einfluss der vorbearbeiteten Randzone bei abnehmender Spanungsdicke.
Zusammenfassend kann jedoch festgestellt werden, dass bei den unter quasistatischen
Bedingungen durchgeführten Versuchen eine Erwärmung der Spanbildungszone auf
mindestens
ϑ
= 800 °C erforderlich ist, um Fließspanbildung zu ermöglichen. Gleichzeitig
konnte nachgewiesen werden, dass ausgehend von den Modellen der Plastizitätsmechanik die
signifikante Erhöhung des mittleren Umformgrads in der Spanbildungszone und die
Verringerung des Scherwinkels mit den bestimmten spezifischen Schnittkräften korrelieren.
Quasistatischer Zerspanversuch
Versuchsanlage:
Zwick&Roell Zug-Druck-Prüfmaschine
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 0,01 m/min
h= 0,006 mm bis 0,035 mm
b= 1,3 mm
ϑ
= 20 °C
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie: var.90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
var.90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
h= 0,006 mm; r
β
= 40 µm 200 µm
h= 0,006 mm; r
β
= 40 µm 200 µm200 µm
h= 0,035 mm ; r
β
= 20 µm 200 µm
h= 0,035 mm ; r
β
= 20 µm 200 µm200 µm
h= 0,020 mm ; r
β
= 20 µm 200 µm
h= 0,020 mm ; r
β
= 20 µm 200 µm200 µm
v
c
v
c
Bild 6-16: Spanwurzeln und Schnittflächenausbildung in Abhängigkeit von der Spanungsdicke und der
Schneidkantenrundung
Eine prozessbedingte Erwärmung der Spanbildungszone über
ϑ
= 500 °C führte zur
Erzeugung von rissfreien Schnittflächen. Die Bildung von Ausbrüchen wird dagegen schon
bei einer Steigerung der Probentemperatur auf
ϑ
= 300 °C signifikant reduziert.
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 87
Segmentspäne werden bei quasistatischer Versuchsführung unabhängig von der
Spanungsdicke und der Schneidkantenrundung gebildet. Der Zusammenhalt der einzelnen
Segmente steigt jedoch mit abnehmender Spanungsdicke signifikant an. Eine thermische
Entfestigung ist als Ursache der Scherlokalisierung auszuschließen. Aufgrund der geringen
Schnittgeschwindigkeit erfolgt die Ableitung der während der Umformung umgesetzten
Wärme.
Auch die Bildung von Rissen im Bereich der freien Werkstückoberfläche als Ursache der
Lokalisierung konnte nicht identifiziert werden. Vielmehr ist davon auszugehen, dass eine
Stauzone mit hohen hydrostatischen Druckspannungszuständen eine plastische Verformung
zulässt. Mit zunehmendem Abstand von der Schneidkante nimmt vermutlich die größte
Normalspannung in Richtung positiver Werte zu. Durch Reibung des ablaufenden Spans an
der Spanfläche bzw. durch negative Spanwinkel oder Schneidkantenverrundung kann der
Stauzonenanteil in der Spanbildungszone erhöht werden. Bei großen Spanungsdicken bewirkt
die Reibung des Spans an der Spanfläche zudem die Ausbildung eines Keils, der zu
Zugspannungen in Richtung der Spanabflussrichtung führen kann. Hier treten dann große
Trennbrüche auf. Bei Unterschreitung einer kritischen Spanungsdicke bzw. einer kritischen
bezogenen Spanungsdicke erfolgt die Spanbildung durch periodische Segmentierung. Hierbei
erfolgt die Spanbildung durch Scherung in der Stauzone und anschließend durch Schubbruch
wobei die neu entstehenden Oberflächen wiederverschweißen können, was zu einem
Zusammenhalt der Segmente führt. Normalspannungsbedingte Brüche wurden bei
Spanungsdicken über h = 0,05 mm festgestellt. Entscheidend für die Ausbildung der
Schnittfläche bei nicht zusätzlich erhöhter Temperatur ist das Verhältnis der Stauzone unter
hydrostatischem Druck zur gesamten durch die Spanungsdicke und die
Verformungsvorlauflänge begrenzten Spanbildungszone. Dagegen konnte hier die Bildung
von Fließspänen, wie SPINTIG [Spi95] für die Bearbeitung gehärteter Stähle feststellte (vgl.
Abschnitt 2.2.3), durch die Verringerung der bezogenen Spanungsdicke nicht herbeigeführt
werden.
Somit kann gefolgert werden, dass die duktile Zerspanung intermetallischer Titanaluminide
auch mit konventionellen Schneidstoffen auf der Basis von Hartmetall möglich erscheint. Die
zusätzliche Steigerung der Temperatur in der Spanbildungszone auf Werte oberhalb der
Spröd-Duktil-Übergangstemperatur ist nicht unbedingt erforderlich. Die
Schnittflächenausbildung ist dagegen stark von der Spanungsdicke abhängig. Es erscheinen
Werkzeuge vorteilhaft, die auch bei hohen Vorschüben einen großen Bereich mit geringer
Spanungsdicke hervorrufen. Dies trifft beim Außen-Längs-Runddrehen auf Werkzeuge mit
großen Eckenradien zu. Somit können für die Bearbeitung sprödharter Titanaluminide runde
Wendeschneidplatten empfohlen werden (vgl. Abschnitt 7.2.2).
88 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
6.2 Einfluss der Stellparameter auf die Prozesskenngrößen beim
Orthogonaldrehen
6.2.1 Schnittgeschwindigkeit
Bei den bisher vorgestellten Untersuchungen wurde die Schnittgeschwindigkeit sehr niedrig
eingestellt, um einen nahezu isothermen Prozess annehmen zu können. Die im Folgenden
beschriebenen Versuche zum Drehen knüpfen an diese Prozessführung an. Auch hier erfolgt
die Zerspanung in einem Orthogonalprozess mit über der Spanungsbreite konstanter
Spanungsdicke, jedoch kamen hier praxisrelevante Schnittgeschwindigkeiten zu Einsatz. Wie
im Abschnitt 4.3.3 beschrieben wurde, fanden scheibenförmige Proben der stranggepressten
Modifikation des verwendeten TNBV5 Verwendung. Gemessen wurden die
Zerspankraftkomponenten in Schnitt- und Vorschubrichtung. Darüber hinaus dienten Späne
zur Analyse des Zerspanprozesses. Einsatz fanden Wendeschneidplatten der ISO-
Spezifikation SPUN 120308 aus unbeschichtetem Hartmetall MG12 und dem PCBN AMB90.
Variiert wurde zunächst die Schnittgeschwindigkeit bei einem konstanten Vorschub von
f = 0,05 mm. Aufgrund des rapiden Verschleißfortschritts erfolgen die Versuche mit
unbeschichtetem Hartmetall zunächst bis zu einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 90 m/min.
Die weitere Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 150 m/min bewirkte einen derart
schnellen Verschleißfortschritt, dass die Werkzeuggeometrie mit einer Schneidkantenrundung
von rβ = 3 µm nicht als konstant angenommen werden konnte. Daher wurden die Versuche
bei den Schnittgeschwindigkeiten vc = 150 m/min und vc = 300 m/min mit
Wendeschneidplatten aus PCBN AMB90 durchgeführt, die eine deutlich höhere Warmhärte
aufweisen. Um den Einfluss des Verschleißes bei allen Versuchen möglichst gering zu halten,
wurden die Versuche nach einem kurzen Vorschubweg von lf = 10·f beendet. Der Einfluss der
unterschiedlichen thermomechanischen Schneidstoffeigenschaften (vgl. Abschnitt 5.2)
verringert sich durch die bei den tribologischen Untersuchungen festgestellte Bildung einer
dünnen Zwischenschicht aus TiAl. Zudem wurden für unbeschichtete Hartmetalle und
Schneidstoffe aus kubischem Bornitrid bei Reibgeschwindigkeiten bis vr = 150 m/min
vergleichbare Reibungskoeffizienten festgestellt. Daher kann auf die Betrachtung des
bestehenden Eigenschaftsunterschieds der verwendeten Schneidstoffe verzichtet werden.
Zudem war die Geometrie der Wendeschneidplatten einschließlich der Schneidkantenrundung
gleich. Bei allen Versuchen zur Ermittlung der Zerspankraftkomponenten erfolgte die
Auswertung nur mit den Messwerten, die innerhalb der zweiten Umdrehung nach
Werkzeugeintritt aufgezeichnet wurden.
Im gesamten untersuchten Schnittgeschwindigkeitsbereich von vc = 10 m/min bis 300 m/min
traten segmentierte Späne auf. Bis zu einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 90 m/min konnte
keine signifikante Änderung des Zusammenhalts der Späne und des Segmentierungsgrads GS
festgestellt werden. Es lagen stets nadelförmige Spansegmente vor, die an der Spanunterseite
zum Teil zu kleinen Gruppen von Segmenten verbunden waren (vgl. Bild 6-17).
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 89
Erst die weitere Steigerung der Schnittgeschwindigkeit führt zu deutlich stärker
zusammenhängenden Spänen. Gleichzeitig zeigen die Spanunterseiten eine glatte und
homogene Struktur. Die in Bild 6-17, unten abgebildeten Spanoberseiten weisen auf die hohe
Periodizität der Segmentbildung hin.
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 10 m/min bis 300 m/min
f= 0,05 mm
b= 2 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoffe:
MG12, AMB90
Geometrie: 3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
MG12, v
c
= 10 m/min 200 µm
MG12, v
c
= 10 m/min 200 µm200 µm
MG12, v
c
= 90 m/min 200 µm
MG12, v
c
= 90 m/min 200 µm200 µm
MG12, v
c
= 60 m/min 200 µm
MG12, v
c
= 60 m/min 200 µm200 µm
AMB90, v
c
= 150 m/min 200 µm
AMB90, v
c
= 150 m/min 200 µm200 µm AMB90, v
c
= 300 m/min 200 µm
AMB90, v
c
= 300 m/min 200 µm200 µm
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
Bild 6-17: Spanmorphologie in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit beim Orthogonaldrehen
90 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Analog zur Vorgehensweise bei den Versuchen unter quasistatischer Prozessführung wurde
der Umformgrad
φ
bestimmt. Rasterelektronenoptischen Querschliffaufnahmen dienten der
Bestimmung der erforderlichen Scher- und Aufstauwinkel
Φ
und
ρ
an je 10 Segmenten aus
verschiedenen Spänen pro Versuchsbedingung. Ein eindeutiger Zusammenhang zwischen
dem Scherwinkel und der Schnittgeschwindigkeit konnte nicht identifiziert werden. Für alle
mit Wendeschneidplatten aus Hartmetall und PCBN durchgeführten Versuche bis zu einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 300 m/min lag der Scherwinkel bei
Φ
= 45°.
Der Aufstauwinkel
ρ
ist in Analogie zu den Versuchen bei quasistatischer Prozessführung
unter der Annahme bestimmt worden, dass mit einsetzender Ausschiebephase keine weitere
Verformung im oberen Bereich des gebildeten Segments erfolgt. Hierdurch kann eine
integrale plastische Verformung bis zur einsetzenden Segmentierung abgeschätzt werden. Der
Umformgrad nach v. Mises lag im Schnittgeschwindigkeitsbereich von
vc = 30 m/min bis 90 m/min und der Verwendung von Wendeschneidplatten aus Hartmetall
bei
ϕ
= 0,2. Die Versuche bei geringer Schnittgeschwindigkeit von vc = 10 m/min führten zu
einem Umformgrad von unter
ϕ
= 0,1. Auch die Verwendung von Wendeschneidplatten aus
PCBN der Spezifikation AMB90 und hohen Schnittgeschwindigkeiten von vc = 150 m/min
und vc = 300 m/min hatten nur geringe Aufwölbungen der freien Oberfläche zur Folge. Der
Umformgrad wurde hier ebenfalls mit
ϕ
= 0,1 bestimmt. Damit erreicht der Umformgrad im
Bereich der freien Oberfläche im mittleren Schnittgeschwindigkeitsbereich ein Maximum.
Die Zerspankraftkomponenten in Schnitt- und Vorschubrichtung wurden mit dem in
Abschnitt 4.3.3 beschriebenen Schnittkraftdynamometer gemessen. Aufgrund des wegen der
Eigenfrequenz des Aufbaus niedrig gesetzten Tiefpassfilters stellen die so bestimmten Kräfte
gemittelte Werte dar. Sowohl die aufgenommenen Schnittkräfte Fc als auch die
Vorschubkräfte Ff steigen im untersuchten Schnittgeschwindigkeitsbereich zunächst
degressiv an (vgl. Bild 6-18, links). Bei niedriger Schnittgeschwindigkeit von vc = 10 m/min
wurden Fc = 210 N und Ff = 160 N ermittelt. Für Schnittgeschwindigkeiten von
vc = 90 m/min und vc = 150 m/min sind gleiche Schnittkraftkomponenten von Fc = 220 N
ermittelt worden. Auch die Vorschubkraft blieb nahezu konstant bei etwa Ff = 205 N. Die
weitere Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 300 m/min führte zu einer geringfügig
niedrigeren Schnittkraft von Fc = 210 N. Die Vorschubkraft erhöhte sich jedoch auf
Ff = 230 N. Die sich aus vektorieller Addition der ermittelten Kraftkomponenten ergebende
Zerspankraft steigt demzufolge ebenfalls degressiv von Fz = 270 N bei vc = 10 m/min auf
Fz = 310 N bei vc = 300 m/min an.
Der Segmentierungsgrad GS, ermittelt gemäß Gleichung (2-6) ist in Abhängigkeit von der
Schnittgeschwindigkeit im rechten Diagramm in Bild 6-18 dargestellt. Die Auswertung führte
bei einigen Schnittgeschwindigkeiten zu erheblichen Streuungen. Tendenziell nimmt der
Segmentierungsgrad zunächst jedoch mit steigender Schnittgeschwindigkeit ab und erreicht
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 91
bei vc = 60 m/min mit GS = 0,60 ein Minimum. Hierbei ist jedoch die im Vergleich zur
gesamten Varianz große Streubreite der ermittelten Werte zu berücksichtigen. Mit weiterer
Steigerung der Schnittgeschwindigkeit nimmt der Segmentierungsgrad degressiv zu und
erreicht GS = 0,74 bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 300 m/min.
MG12 AMB90
0
100
200
300
N
500
Schnittkraft F
c
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage: Messsystem: Werkzeug:
Traub TNX65 3-K-Dynamometer 9153 SPUN 120308
Prozessparameter: Werkstoff:
v
c
= 10 m/min und 300 m/min TiAl TNBV5
f= 0,05 mm stranggepresst Geometrie:
b= 2 mm Schneidstoffe:
Trockenbearbeitung MG12; AMB90 3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Schnittkraft F
c
Vorschubkraft F
f
Zerspankraft F
z
MG12 AMB90
0 100 200 m/min 400
Schnittgeschwindigkeit v
c
Segmentierungsgrad G
S
0 100 200 m/min 400
Schnittgeschwindigkeit v
c
Bild 6-18: Zerspankraftkomponenten und Segmentierungsgrad beim Orthogonaldrehen in Abhängigkeit von
der Schnittgeschwindigkeit
Der Zusammenhalt wächst trotz des höheren Segmentierungsgrads bei einer Steigerung der
Schnittgeschwindigkeit von vc = 90 m/min auf vc = 300 m/min (vgl. Bild 6-19). Eine
thermische Erweichung der gesamten Spanbildungszone lässt sich aus den ermittelten
Kraftwerten jedoch nicht ableiten. Insbesondere die Schnittkräfte zeigen nahezu keine
Abhängigkeit von der eingestellten Schnittgeschwindigkeit. Die Vorschubkräfte steigen
dagegen mit zunehmender Schnittgeschwindigkeit stetig an. Dies ist einmal ein Indiz dafür,
dass die Festigkeit des Werkstückwerkstoffs in der Spanbildungszone im hier untersuchten
Schnittgeschwindigkeitsbereich noch nicht durch eine selbstinduzierte thermische
Erweichung herabgesetzt wird. Der Anstieg lässt sich zum anderen mit der zunehmenden
Kontaktlänge zwischen Span und Spanfläche erklären.
Bei den Spanwurzeln, die bei quasistatischer Prozessführung erzeugt wurden, konnten in den
metallographisch präparierten Querschliffen Fließbereiche festgestellt werden. Diese sind
Gefügeabschnitte mit deutlich gesteigerter Kornstreckung. Insbesondere an der
92 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Spanunterseite bzw. im Bereich der Stauzone vor der Werkzeugschneide traten diese
Strukturen auf (vgl. Abschnitt 6.1).
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 10 m/min bis 300 m/min
f= 0,05 mm
b= 2 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoffe:
MG12, AMB90
Geometrie: 3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
MG12, v
c
= 10 m/min 200 µm
MG12, v
c
= 10 m/min 200 µm200 µm
MG12, v
c
= 90 m/min 200 µm
MG12, v
c
= 90 m/min 200 µm200 µm
AMB90, v
c
= 150 m/min 200 µm
AMB90, v
c
= 150 m/min 200 µm200 µm AMB90, v
c
= 300 m/min 200 µm
AMB90, v
c
= 300 m/min 200 µm200 µm
MG12, v
c
= 60 m/min 200 µm
MG12, v
c
= 60 m/min 200 µm200 µm
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
Bild 6-19: Spanmorphologie in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit beim Orthogonaldrehen
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 93
Bei den hier betrachteten Versuchen zum Orthogonaldrehen sind die Spanunterseiten ab einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 150 m/min glattflächig und geschlossen. Ausgeprägte
Fließlinien, innerhalb derer die plastische Verformung in Analogie zu duktilen metallischen
Werkstoffen lokalisiert, sind jedoch hier nicht zu erkennen. Erst bei einer weiteren
Verdopplung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 300 m/min sind deutliche Verformungen
innerhalb der Spansegmente zu erkennen. Die Scherflächen liegen zudem nicht mittig
zwischen den S-förmig verformten Bereichen, die die Scherzonen kennzeichnen. Hieraus
kann geschlossen werden, dass auch hier die Ausschiebephase durch Schubbruch und
nachfolgende Reibung begleitet wird.
In Analogie zur Vorgehensweise bei quasistatischer Versuchsführung erfolgte die
Bestimmung der Schnittkraft zusätzlich zur Messung mit dem Dynamometer mit dem direkt
unter der Wendeschneide montierten Kraftmesssensor (vgl. Bild 4-6). Hierdurch war es
möglich, mit einem einfach gestalteten Aufbau die Schwankung der Schnittkraft bei der
Segmentspanbildung auch bei praxisrelevanten Schnittgeschwindigkeiten zu ermitteln. In
Bild 6-20 sind die Verläufe der Schnittkraft in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit
abgebildet.
Bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 10 m/min (vgl. Bild 6-20, links) zeigt der Graph
den typischen sägezahnförmigen Verlauf. Dies konnte für alle untersuchten
Schnittgeschwindigkeiten bis vc = 90 m/min nachgewiesen werden. Nach der Aufstauphase
mit ansteigender Schnittkraft folgt der rapide Schnittkraftabfall während der Ausschiebephase
des Segments. Die Segmentbildung erfolgt jedoch nicht gleichzeitig über die gesamte
Eingriffsbreite von 2 mm. Daher stellt auch die zeitlich hoch aufgelöste Bestimmung der
Schnittkraft nur eine integrale Messung dar. Zu erkennen ist jedoch, dass bei niedrigen
Schnittgeschwindigkeiten die Schnittkraft in der Ausschiebephase bis auf den Wert Fc = 0 N
abfällt. Dieses Verhalten wurde bei einem Vorschub von f = 0,05 mm bis zu einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 90 m/min beobachtet.
Wird die Schnittgeschwindigkeit auf vc = 150 m/min (vgl. Bild 6-20, rechts) erhöht, konnte
nur ein deutlich geringerer Schnittkraftabfall beobachtet werden. Dies deckt sich mit den
Erkenntnissen aus den Spanquerschliffen. Der steigende Zusammenhalt bewirkt, dass die
minimalen Schnittkräfte auch am Ende der Ausschiebephase nicht auf den Wert Fc = 0 N
absinken. Hierbei ist jedoch zu berücksichtigen, dass die Segmentierungsfrequenz hier bei
fseg = 62 kHz bestimmt wurde. Somit lag diese über der Hälfte der Eigenfrequenz des
verwendeten Aufbaus, die bei Verwendung von Wendeschneidplatten aus AMB90 mit
fe = 80 kHz bestimmt wurde (vgl. Abschnitt 4.3.3). Dadurch kann der Verlauf innerhalb einer
Segmentierungsperiode mittels des verwendeten und nach dem piezoelektrischen Messprinzip
arbeitenden Aufbaus nicht mehr ausreichend abgebildet werden. Hier sind deutlich die
Grenzen des Versuchsaufbaus erreicht. Daher erfolgte die Auswertung hinsichtlich der
94 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Segmentierungsfrequenz bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 150 m/min nur noch
anhand der Spanquerschliffe.
0 0,2 0,4 0,6 ms 1,0
0
100
200
300
N
500
Schnittkraft F
c
Schnittzeit t
c
v
c
= 10 m/min, MG12
0 0,2 0,4 0,6 ms 1,0
0
100
200
300
N
500
Schnittkraft F
c
Schnittzeit t
c
v
c
= 150 m/min, AMB90
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage: Messsystem: Werkzeug:
Traub TNX65 Kraftmesssensor 9211 SPUN 120308
Prozessparameter: Werkstoff:
v
c
= 10 m/min und 150 m/min TiAl TNBV5
f= 0,05 mm stranggepresst Geometrie:
b= 2 mm Schneidstoffe:
Trockenbearbeitung MG12; AMB90 3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild 6-20: Verlauf der Schnittkräfte in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit beim Orthogonaldrehen
in hoher zeitlicher Auflösung
Analog zu den quasistatischen Versuchen wurde versucht, die Schnittkraft in den statischen
und dynamischen Anteil zu zerlegen. Im linken Diagram in Bild 6-21 ist der auf die jeweilige
statische Schnittkraft bezogene Anteil der dynamischen Schnittkraft in Abhängigkeit von der
Schnittgeschwindigkeit dargestellt. Bei sehr geringer Schnittgeschwindigkeit von
vc = 10 m/min wurde der Anteil der dynamischen Schnittkraft mit nur 40 % ermittelt. Hierbei
ist der sägezahnförmige Kraftverlauf zu berücksichtigen. In der Aufstauphase erfolgt ein
gegenüber dem Abfall sehr langsamer Kraftanstieg. Hierdurch ergeben sich infolge der
Berechnung der Schnittkraftanteile als integrale Mittelwerte entsprechende Abweichungen.
Dies ist auch die Ursache für den mit der Schnittgeschwindigkeit zunächst steigenden
dynamischen Schnittkraftanteil.
In der Ausschiebephase der Segmentbildung fallen die ermittelten Schnittkräfte bis zu einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 90 m/min auf den Wert Fc = 0 N. Erst die Steigerung der
Schnittgeschwindigkeit auf vc = 150 m/min führt infolge der deutlichen Zunahme des
Spanzusammenhangs zu einer signifikanten Reduzierung des dynamischen
Schnittkraftanteils. Hier sind jedoch wieder die hohen Segmentierungsfrequenzen zu
berücksichtigen, die nur eine qualitative Aussage gestatten. Die Übertragbarkeit der
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 95
Ergebnisse ermittelt mit Wendeschneiden aus Hartmetall und PCBN kann eingeschränkt
angenommen werden. Da die Versuche nach sehr kurzer Eingriffszeit ausgewertet wurden, ist
der Einfluss des Verschleißes als gering zu betrachten.
Die Abschätzung der Segmentierungsfrequenz fseg erfolgte durch Fast-Fouriertransformation.
Unter Berücksichtigung der Schnittgeschwindigkeit kann aus der Segmentierungsfrequenz
zudem leicht der Periodenabstand Pseg der Segmentbildung abgeleitet werden. Dieser gibt den
Schnittweg an, der zwischen zwei Ausschiebephasen zurückgelegt wird. Zur Verifikation der
ermittelten Segmentierungsfrequenzen wurden rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen
von metallographisch präparierten Spanquerschliffen herangezogen. Dargestellt sind im
rechten Diagramm in Bild 6-21 die bei der Kraftmessung und aus den Spänen bestimmten
Mittelwerte. Diese wurden einmal aus je drei Kraftmessungen errechnet. Zum anderen sind
mindestens zehn Segmente je Versuchsbedingung zur Auswertung herangezogen worden.
Dabei ist zu beachten, dass die im Diagramm enthaltenen Fehlerbalken die bei der
Auswertung der Spanquerschliffe ermittelten Standardabweichungen darstellen.
Spanquerschliffe
Kraftmessung
Spanquerschliffe
Kraftmessung
0
20
40
60
%
100
dynamischer Schnittkraftanteil F´
cdyn
MG12 AMB90
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage: Messsystem: Werkzeug:
Traub TNX65 3-K-Dynamometer 9153 SPUN 120308
Prozessparameter: Werkstoff:
v
c
= 10 m/min und 300 m/min TiAl TNBV5
f= 0,05 mm stranggepresst Geometrie:
b= 2 mm Schneidstoffe:
Trockenbearbeitung MG12; AMB90 3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
0 50 100 m/min 200
Schnittgeschwindigkeit v
c
0
20
40
60
kHz
100
Segmentierungsfrequenz f
seg
0 50 100 m/min 200
Schnittgeschwindigkeit v
c
MG12 AMB90
Bild 6-21: Dynamischer Schnittkraftanteil (links) und Segmentierungsfrequenz (rechts) in Abhängigkeit von
der Schnittgeschwindigkeit beim Orthogonaldrehen
Die aus den Spanquerschliffen und den Kraftmessungen abgeleiteten Werte zeigen zudem
eine sehr gute Übereinstimmung. Bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 90 m/min wurde
eine Segmentierungsfrequenz von fseg = 27 kHz bestimmt. Die Analyse der Spanquerschliffe
ergab, dass eine Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 300 m/min eine
96 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Segmentierungsfrequenz von fseg = 200 kHz bis 400 kHz bewirkt. Somit steigt die
Segmentierungsfrequenz nahezu quadratisch mit zunehmender Schnittgeschwindigkeit an.
Aus der Segmentierungsfrequenz folgend lässt sich für den Periodenabstand Pseg eine nahezu
lineare Reduzierung mit steigender Schnittgeschwindigkeit angeben. Eine Ausnahme bilden
die bei den geringsten eingestellten Schnittgeschwindigkeiten von vc = 10 m/min und
vc = 30 m/min ermittelten Periodenabstände von Pseg = 60 µm sowie Pseg = 70 µm. Die aus der
Kraftmessung abgeleiteten Periodenabständen betrugen im Vergleich hierzu Pseg = 75 µm und
Pseg = 110 µm. Im Gegensatz zu den Versuchen bei höheren Schnittgeschwindigkeiten
differieren die Mittelwerte hier stark. Die Messwerte unterliegen zudem bei beiden
Bestimmungsmethoden einer breiten Streuung. Dies ist mit dem sprödbruchbedingten Anteil
der Spanbildung zu begründen.
Bei der höchsten untersuchten Schnittgeschwindigkeit von vc = 300 m/min betrug der
Periodenabstand der Segmentierung nur Pseg = 18 µm. Neben der thermischen bedingten
Steigerung des Verformungspotenzials scheint somit ein weiterer geschwindigkeitsabhängiger
Einfluss auf die Spanbildungsmechanismen hinsichtlich einer dehnratenabhängigen
Verfestigung bzw. Reduzierung des Verformungspotenzials vorzuliegen.
Zur Abschätzung der bei der Spanbildung vorherrschenden Temperaturen ist die je
Volumeneinheit umgesetzte Energie maßgeblich. Diese entspricht nach TÖNSHOFF ET AL.
[Tön04] der spezifischen Schnittkraft. Der weitaus größte Teil der eingesetzten mechanischen
Energie wird bei der Verformung in der Spanbildungszone in Wärme umgesetzt. Aufgrund
der geringen Wärmeleitfähigkeit des Werkstückwerkstoffs TiAl kann darüber hinaus
angenommen werden, dass der weitaus größte Teil, in Gleichung (6-12) beschrieben durch
den Faktor 0,95, der in der Spanbildungszone umgesetzten Wärmeenergie mit den Spänen
abtransportiert wird. Somit ergibt sich als obere Schranke für die mittlere Spantemperatur
ϑ
ch
mit der spezifischen Wärmekapazität cp, der Dichte
ρ
, der Ausgangstemperatur
ϑ
0 und der
spezifischen Schnittkraft kc:
0c
p
ch
95,0
ϑ
ρ
ϑ
+
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛⋅
⋅
=k
c mit: Kg
J
0,67
p⋅
=c. (6-12)
Die Wärmekapazität ist temperaturabhängig. Daher kommt vereinfachend der integrale
Mittelwert p
c= 0,67 J/g·K zur Anwendung, der sich auf den Temperaturbereich von
ϑ
= 20 °C bis 1000 °C bezieht. Grundlage hierfür bilden die vom ACCESS E. V. der RWTH
Aachen für die thermophysikalisch ähnliche TiAl-Legierung TNBV3 ermittelten und zur
Verfügung gestellten Werte. Die Dichte der Legierung TNBV5 wurde vom Hersteller mit
ρ
= 4 g/cm3 angegeben. Aufgrund der geringen Wärmeleitfähigkeit kann zunächst eine
Starttemperatur von
ϑ
= 20 °C ausgegangen werden. Freiflächenreibung und Wärmeleitung
aus der Spanbildungszone in das Werkstück führen jedoch insbesondere bei höheren
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 97
Schnittgeschwindigkeiten zu erhöhten Starttemperaturen. Demzufolge wurde die
Starttemperatur zur theoretischen Abschätzung der Spantemperaturen linear von
ϑ
ch = 20 °C
bei vc = 90 m/min auf
ϑ
ch = 100 °C bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 300 m/min
gesteigert. Es ergeben sich obere Schranken für die lediglich aus der Umformung
resultierenden Spantemperaturen von
ϑ
ch = 800 °C bei vc = 90 m/min und
ϑ
ch = 850 °C bei
vc = 300 m/min (vgl. Bild 6-22).
In Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit wurde nur eine geringe Änderung der
Zerspankraftkomponenten festgestellt. Zudem sind die ermittelten Umformgrade durchgängig
gering und weisen im mittleren Schnittgeschwindigkeitsbereich ein lokales Maximum auf.
Insgesamt folgt hieraus, dass durch die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit im
untersuchten Bereich von vc = 10 m/min bis 300 m/min ebenfalls nur geringfügige
Änderungen der mittleren durch Umformung in Wärme umgesetzten Energie auftreten.
Jedoch sind bei niedriger Schnittgeschwindigkeit die Anteile an durch Wärmeleitung in
Werkstück und Werkzeug abgeführter Energie deutlich höher und die Starttemperaturen
geringer. Daher wurde als untere Grenze für die Betrachtung der theoretischen
Spantemperatur eine Schnittgeschwindigkeit von vc = 90 m/min angenommen. Bereits hier
führen die auftretenden Schnittkräfte zu errechneten mittleren Spantemperaturen von
ϑ
ch = 800 °C.
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Messsystem:
Infratec Jade MWIR
Werkstoff:
TiAl TNB V5, stranggepresst
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoffe:
MG12; AMB90
Prozessparameter:
vc= 10 m/min bis 300 m/min
f= 0,05 mm
b= 2 mm
Trockenbearbeitung
Geometrie:
3 µm90°90°0°11°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
rβ
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o0 100 200 m/min 400
Schnittgeschwindigkeit vc
0
400
800
°C
1600
Temperatur
ϑ
TS= 1530 °C
gemessen
berechnet
4
Fp
FcFf
4
Fp
FcFf
MG12 AMB90
Bild 6-22: Temperaturen in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit beim Orthogonaldrehen
Wie im Abschnitt 4.3.3 beschrieben wurde, ist die messtechnische Bestimmung der bei der
Spanbildung herrschenden Temperaturen je nach erwartetem Genauigkeitsgrad schwierig bis
nicht möglich. Die Bestimmung der Spanflächentemperatur ist nur bei einer Unterbrechung
des Zerspanprozesses möglich. Eine Angabe der Spantemperatur wird durch die unbekannten
98 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Oberflächeneigenschaften und die geometrisch kleinen und sich mit hoher Geschwindigkeit
bewegenden Spansegmente erschwert. Daher erfolgte die thermographische Bestimmung der
Temperatur im Freiflächenspalt
ϑ
F.
Auch hier wächst der Einfluss des Verschleißes mit steigender Schnittgeschwindigkeit.
Analog zur Bestimmung der Zerspankraftkomponenten kamen daher nur die Temperaturen
zur Auswertung, die in den Umdrehungen 3 bis 5 aufgenommen wurden. Mit steigender
Schnittgeschwindigkeit ergab sich hier eine nahezu lineare Steigerung der ermittelten
Spalttemperaturen von
ϑ
F = 164 °C bei vc = 10 m/min auf
ϑ
F = 723 °C bei vc = 200 m/min.
Mit weiter auf vc = 300 m/min steigender Schnittgeschwindigkeit nimmt die thermographisch
bestimmte Spalttemperatur nur noch gering zu und erreicht
ϑ
F = 782 °C. Mit zunehmender
Schnittgeschwindigkeit wächst die Übereinstimmung mit den berechneten Werten. Die
gemessenen Temperaturen liegen trotzdem deutlich unter den aus den Schnittkräften
errechneten Werten.
Die thermographisch ermittelten Temperaturen im Freiflächenspalt liegen unter der für eine
signifikante Steigerung des Verformungspotenzials in der gesamten Spanbildungszone
notwendigen Grenztemperatur. Durch die begrenzte Ortsauflösung von 25 µm pro Pixel
ergeben sich sehr hohe Fehlergrenzen. Da die ermittelte Temperatur integral in einer
Projektionsfläche mit einigen µm Abstand zur Kontaktgrenze ermittelt wurde, ist die
angegebene Spalttemperatur auch als untere Schranke aufzufassen. Zur Beurteilung der
vorliegenden Spanbildungsmechanismen erwies sich die thermographische Bestimmung der
Temperaturen im Freiflächenspalt somit nur als bedingt geeignet.
Im Vorfeld zu den hier dargestellten Untersuchungen wurden Zerspanversuche zum Drehen
der γ-MET-Legierung mit der Zusammensetzung Ti-46,8Al-1Mo-0,2Si (At.-%) durchgeführt.
Einsatz fanden hier mit PCBN-Wendeschneidplatten der Sorte DBW85. Die Versuche haben
gezeigt, dass selbst bei Schnittgeschwindigkeiten von vc = 360 m/min sägezahnförmige Späne
erzeugt werden (vgl. Bild 6-23).
Nach kurzer Eingriffszeit verändert sich infolge des Verschleißes die Morphologie der Späne
von zunächst einzelnen Segmenten hin zu zusammenhängenden und rot glühenden
Bandspänen. Die Querschliffaufnahme des Spans in Bild 6-23 zeigt jedoch, dass hier die
Spanbildung durch Lokalisierung der Verformung und Scherung erfolgt. Die typische
sägezahnförmige Struktur ist auch hier zu erkennen. Jedoch ist die Gefügestruktur dieser
Späne infolge der hohen Temperaturen vollständig verändert. Es bildet sich
Erstarrungsgefüge mit Seigerungen im Spaninneren. Dies lässt den Schluss zu, dass die
Spanbildung auch hier durch lokalisierte Scherung erfolgte. Darauf folgend wurde der
Spanwerkstoff durch die in der sekundären Scherzone umgesetzte Reibungsenergie in den
schmelzflüssigen Zustand überführt. Infolge des Verschleißfortschritts, der zunächst durch
Schneidkantenverrundung erfolgt, wird zudem die bezogene Spanungsdicke kleiner. Dadurch
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 99
steigt, wie bereits gezeigt wurde, der Umformgrad. Hieraus folgend nimmt auch die bei der
Spanbildung in der primären Scherzone in Wärme umgesetzte mechanische Energie zu. Somit
kann eine höhere Starttemperatur für den Reibkontakt zwischen Span und Werkzeug
angenommen werden, die sich natürlich beschleunigend auf den Verschleiß auswirkt.
Außen-Längs-Runddrehen
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeug:
Traub TNS30 TiAl γ-MET SPUN 120308
Gussgefüge
Prozessparameter:
v
c
= 360 m/min Schneidstoff: Geometrie:
f= 0,02 mm DBW85
a
p
= 0,3 mm
Trockenbearbeitung 3 µm90°75°0°6°5°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°75°0°6°5°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
v
c
= 360 m/min 5 µm
v
c
= 360 m/min 5 µm5 µm
Bild 6-23: Bandspanbildung mit Sägezahnmorphologie und Schmelzstruktur beim Außen-Längs-Runddrehen
der TiAl-Legierung γ-MET
Wie bereits beschrieben wurde ist die Bestimmung der Temperaturen in den primären und
sekundären Scherzonen messtechnisch nur bedingt möglich. Die Querschliffe der beim
Orthogonaldrehen erzeugten Späne weisen keine ausgeprägten Scherzonen auf. Die
Scherflächen sind scharf abgegrenzt. Darüber hinaus sind nur geringe Aufwölbungen der
freien, der Schneide abgewandten Oberseite der Späne ermittelt worden. Bereits beschrieben
wurde der kritische Verformungsgrad, bei dem die Segmentierung einsetzt. Dieser ist bei der
hier untersuchten intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 sehr niedrig. Hieraus ergibt sich
eine geringe Erwärmung der vorlaufenden Spanbildungszone. Mit einsetzender
Scherlokalisierung kommt es aufgrund der geringen Wärmeleitfähigkeit und der hohen
Geschwindigkeiten zu einer Temperatursteigerung, deren obere Schranke die
Schmelztemperatur des Werkstückwerkstoffs bildet.
Unabhängig von der Schnittgeschwindigkeit zeigen die in Bild 6-24 dargestellten
rasterelektronenmikroskopischen Aufnahmen der Scherflächen erzeugter Spansegmente im
oberen Bereich eine raue und zerklüftete Struktur. Quer zur Scherrichtung verlaufende Risse
100 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
und Spalten im oberen Bereich der Scherfläche deuten auf Bruchvorgänge hin. Jedoch sind
keine groben Risse erkennbar. Die von NAKAYAMA [Nak74] und SHAW [Sha93, Sha97]
vorgestellt Theorie, nach der die Segmentspanbildung durch Rissinitiierung und -fortschritt
erfolgt, wird somit durch die hier vorgestellten Untersuchungen nicht bestätigt.
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeug:
Traub TNX65 TiAl TNBV5 SPUN 120308
stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min bis 150 m/min Schneidstoffe: Geometrie:
f= 0,03 mm MG12; AMB90
b= 2 mm
Trockenbearbeitung 3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
v
c
= 30 m/min 2 µm2 µm
v
c
= 30 m/min 10 µm10 µm
v
c
= 150 m/min 1 µm1 µm
v
c
= 90 m/min 5 µm5 µm
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild 6-24: Scherfläche beim Orthogonaldrehen mit vc = 30 m/min, vc = 90 m/min und vc = 150 m/min
Der untere Bereich der Scherfläche ist im Gegensatz zum oben beschriebenen oberen
Abschnitt glatt und weist linienförmige Strukturen auf, die durch Scherung und anschließende
Reibung der Scherflächen hervorgerufen werden. Die Temperatur im unteren Bereich der
Scherfläche hat vermutlich infolge der lokal höheren Verformungswärme und der
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 101
anschließenden Reibung beim Abscheren des Segments die Schmelztemperatur des
Werkstückwerkstoffs erreicht. Herauf deuten die im unteren Bereich vorhandenen
koagulierten Tröpfchen hin. Diese haben TÖNSHOFF ET AL. [Tön05] bei der
Hochgeschwindigkeitsbearbeitung metallischer Werkstoffe ebenfalls beobachtet.
Mit steigender Schnittgeschwindigkeit ist eine Zunahme des glatten linienartigen
Scherflächenanteils zu verzeichnen. Bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 90 m/min
beträgt der raue Schubbruchanteil bei einer Scherlänge von lS = 100 µm noch 50 %.
Schnittgeschwindigkeiten von vc = 150 m/min und vc = 300 m/min führten nur noch zu
Schubbruchanteilen von wenigen µm Länge. Gleichzeitig steigt die Homogenität der
Stufenbildung an der Spanoberseite mit abnehmendem Periodenabstand der Segmentbildung.
Während bei Schnittgeschwindigkeiten bis vc = 90 m/min Bereiche mit hoher und geringer
Scherdichte an der Segmentoberseite zu erkennen sind (vgl. Bild 6-24, unten links), zeigen
die bei höheren Schnittgeschwindigkeiten erzeugten Spanoberseiten von Scherfläche zu
Scherfläche durchgehend Stufungen der ehemaligen freien Werkstückoberfläche (Bild 6-24,
unten rechts).
Die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit führt im untersuchten Bereich nicht zu einer
signifikanten Änderung der Spanbildungsmechanismen. Bei allen Schnittgeschwindigkeiten
werden segmentierte Späne erzeugt. Dabei steigt jedoch der Zusammenhalt der Späne bei
Schnittgeschwindigkeiten über vc = 150 m/min. Dabei ist jedoch der Verschleiß der
Werkzeuge zu berücksichtigen. Nach jedem Versuch erfolgte die Bestimmung des
Freiflächenverschleißes mit Hilfe des in Abschnitt 4.3.3 beschriebenen Messaufbaus.
6.2.2 Vorschub
Hinsichtlich der Spanungsdicke ist bereits bei den quasistatisch durchgeführten Versuchen
festgestellt worden, dass eine kritische Spanungsdicke existiert, deren Überschreitung zu
spröder Rissbildung in der Spanbildungszone führt. Analog zu den quasistatischen Versuchen
entstehen auch beim Orthogonaldrehen der TiAl-Legierung TNBV5 in stranggepresstem
Gefügezustand mit praxisrelevanten Schnittgeschwindigkeiten bei sehr geringem Vorschub
von f = 0,01 mm segmentierte, jedoch zusammenhängende Späne (vgl. Bild 6-25).
Bei Vorschüben von f = 0,03 mm und f = 0,05 mm bildeten sich dagegen vereinzelte
Spansegmente. Diese lagen zum Teil in kleinen Gruppen vor. Die weitere Steigerung des
Vorschubs auf f = 0,10 mm führte zu größtenteils vollständig vereinzelten Spansegmenten.
Wie zudem in rasterelektronenmikroskopischen Aufnahmen erkennbar war, nimmt der Anteil
an interkristallinen Brüchen bei der Spanbildung mit dem Vorschub signifikant zu. In
Anlehnung an die Versuche unter quasistatischer Prozessführung kann geschlossen werden,
dass eine kritische Spanungsdicke bzw. ein kritischer Vorschub bei der Zerspanung der hier
102 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
untersuchten intermetallischen Titanaluminide existiert. Vorschübe unter f = 0,05 mm führten
bei keiner untersuchten Parameterkombination zum Orthogonaldrehen zu groben Ausbrüchen.
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min
f= 0,01 mm bis 0,10 mm
b= 2 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie: 3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
f= 0,01 mm 200 µm
f= 0,01 mm 200 µm200 µm
f= 0,10 mm 200 µm
f= 0,10 mm 200 µm200 µm
f= 0,05 mm 200 µm
f= 0,05 mm 200 µm200 µm
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
Bild 6-25: Spanmorphologie in Abhängigkeit vom Vorschub beim Orthogonaldrehen
Die Segmentierungsfrequenz sinkt mit Steigerung des Vorschubs hyperbolisch ab.
Entsprechend wächst der Periodenabstand der Segmentierung im Vorschubbereich von
f = 0,01 mm bis 0,05 mm (vgl. Bild 6-26, oben rechts).
Bei geringem Vorschub von f = 0,01 mm erfolgt die Segmentierung in einem gemittelten
Abstand von Pseg = 10 µm bis 20 µm (ermittelt aus Spanquerschliffen bzw. Kraftmessungen).
Die Spanstauchung beträgt, bestimmt gem. Gleichung (6-3)
λ
h = 1,3. Der Scherwinkel nahe
der freien Werkstückoberfläche, bei dem das Versagen lokal (beginnende Ausschiebephase
vgl. Abschnitt 2.2.2) eintritt, wurde mit
Φ
= 38° ermittelt. Gleichzeitig erfolgt die
Aufwölbung der freien Oberfläche um
ρ
= 9°. Hieraus ergibt sich nach Gleichung (6-2) ein
Umformgrad nach Tresca von
ϕ
= 0,18 (vgl. Bild 6-26, unten links). Mit Steigerung des
Vorschubs auf f = 0,05 mm wächst der Periodenabstand der Segmentierung nahezu linear auf
Pseg = 70 µm bis 110 µm. Die Segmentierungsfrequenz beträgt demnach
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 103
fseg = 4,5 kHz bis 7 kHz. Die Stauchung des Spans ändert sich geringfügig auf
λ
h = 1,1,
wodurch sich schwach steigende Segmentierungsgrade ergeben (vgl. Bild 6-26, unten rechts).
Der Aufstauwinkel wird im gesamten untersuchten Vorschubbereich von
f = 0,01 mm bis 0,10 mm nur gering beeinflusst. Insgesamt ergibt sich ein leicht mit
steigendem Vorschub abnehmender Umformgrad. Die Dickenstauchung der Segmente liegt
hierbei etwa 1. Hieraus kann in Anlehnung an GENTE [Gen02] abgeleitet werden, dass die
Scherung im oberen Bereich nahezu parallel zum Scherwinkel erfolgt und die Berechnung der
Umformgrade gem. Gleichung (6-2) zulässig ist.
0 0,03 0,06 mm 0,12
Vorschub f
0
20
40
60
kHz
100
Segmentierungsfrequenz f
seg
Spanquerschliffe
Kraftmessung
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Messsystem:
3-K-Dynamometer 9153A20
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min
f= 0,01 mm bis 0,10 mm
b= 2 mm
Trockenbearbeitung Geometrie:
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12 3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0
40
80
120
µm
200
Periodenabstand P
seg
P
seg
f
seg
0
15
30
45
60
°
90
0 0,03 0,06 mm 0,12
Vorschub f
Scher- und Aufstauwinkel
Φ
;
ρ
0
0,1
0,2
0,3
ϕ
Φ
ρ
Umformgrad
ϕ
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
0
0,4
0,8
1,2
1,6
2,0
Spanstauchung
λ
h
λ
h
G
S
Segmentierungsgrad G
S
00,03
0,06 mm 0,12
Vorschub f
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
Bild 6-26: Segmentierungsfrequenz und Periodenabstand, Scher- und Aufwölbungswinkel sowie abgeleiteter
Umformgrad und Segmentierungsgrad und Spanstauchung in Abhängigkeit vom Vorschub
Insbesondere bei einem Vorschub von f = 0,10 mm führen die höheren Sprödbruchanteile zu
einer breiten Streuung der Schnittkräfte. Gleichzeitig erschwerte sich die Bestimmung der
Kennwerte aus den Spangeometrien. Die ermittelten Segmentierungsfrequenzen schwanken
im Bereich von fseg = 4,3 kHz bis 8,6 kHz. Hieraus ergeben sich Periodenabstände von
Pseg = 60 µm bis 120 µm. Die starken Schwankungen der Messwerte erschweren so die
104 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Beschreibung der Zusammenhänge zwischen dem Vorschub und den für die Spanbildung
charakteristischen Kenngrößen. Die bei großen Vorschüben dominierenden Sprödbrüche
werden jedoch auch hier von lokalisierter Scherung im Bereich der Schneidkante begleitet.
Die Segmente sind von dort ausgehend im Winkel von
Φ
= 45° hin zur freien
Werkstückoberfläche begrenzt.
Im Vorschubbereich von f = 0,01 mm bis 0,05 mm kann aufgrund der Spanmorphologie und
der ermittelten Messwerte davon gegangen werden, dass die Spanbildung, analog zu den
Ergebnissen bei quasistatischer Prozessführung, durch lokalisierte Scherung und Schubbruch
erfolgt. Normalspannungsbedingte Brüche traten erst bei einer Steigerung des Vorschubs auf
f = 0,10 mm auf. Diese erschweren die Analyse der Spanquerschliffe wegen der oft fehlenden
Bezugsebenen und der nicht vollständig vorliegenden Segmente. Jedoch wird auch bei diesem
Vorschub die freie Oberfläche zunächst aufgewölbt. Die Spanunterseiten zeigen auch hier
glattflächige Abschnitte. Anhand von REM-Analysen konnte nachgewiesen werden, dass im
Bereich der Spanunterseite auch bei einem Vorschub von f = 0,10 mm plastische
Verformungen in Form einer Scherung auftreten. Dies lässt den Schluss zu, dass die
Spanbildung nahe der Schneidkante ebenfalls durch Scherung erfolgt. Der sich vermutlich
darauf folgende Schubbruch führt dann zur Trennung der Segmente.
Die bei den Versuchen unter quasistatischer Prozessführung bei großen Spanungsdicken
bereits festgestellte Bildung von Keilen führt auch bei praxisrelevanten
Schnittgeschwindigkeiten zum Versagen durch normalspannungsbedingte Sprödbrüche. Dies
wirkt sich auch auf die ermittelten Zerspankraftkomponenten aus (vgl. Bild 6-27, oben
rechts). Diese wurden in jeweils zwei Versuchen bestimmt. Dabei fand zunächst das Bei dem
geringsten eingestellten Vorschub von f = 0,01 mm beträgt der statische Anteil der
Schnittkraft Fcstat = 86 N. Der dynamische Anteil wurde mit Fcdyn = 13 N oder etwa 15 %
bestimmt. Im Bereich bis f = 0,05 mm besteht zwischen dem Vorschub und der statischen
Komponente der Schnittkraft ein nahezu linearer Zusammenhang. Die dynamische
Komponente der Schnittkraft erreicht dagegen bereits bei einem Vorschub von f = 0,03 mm
einen Anteil von Fcdyn = 65 %, der bei Erhöhung des Vorschubs auf f = 0,05 mm und
schließlich f = 0,10 mm nahezu unverändert bleibt. Bereits bei einem Vorschub von
f = 0,03 mm erfolgt jedoch in der Ausschiebephase ein vollständiger Abfall der Schnittkraft.
Im Diagramm unten links sind in Bild 6-27 exemplarisch Schnittkraftverläufe bei Vorschüben
von f = 0,01 mm und f = 0,10 mm gegenübergestellt. Bei einem Vorschub von f = 0,10 mm
betragen die mit dem Drei-Komponenten-Dynamometer und mit dem direkt unter der
Wendeschneidplatte montierten Miniatur-Kraftmesssensor ermittelten statischen Anteile der
Schnittkraft jeweils F
cstat = 200 N. Durch die langen Schnittunterbrechungen infolge der
hohen Riss- und Bruchanteile ist dieser Wert jedoch erheblich geringer als die in der
Aufstauphase maximal auftretenden Schnittkräfte. Diese erreichen über Fc = 550 N. Bei dem
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 105
geringsten eingestellten Vorschub von f = 0,01 mm schwanken die Schnittkräfte dagegen nur
sehr gering.
0
100
200
300
400
N
600
Zerspankraftkomponente F
i
0,1 1 100 100
bezogene Spanungsdicke h‘= h/r
β
0,1
1
10
100
spezifische Schnittkraft k
c
r
β
= 40 µm
r
β
= 20 µm
r
β
= 90 µm
r
β
= 3 µm
2
mm
kN
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Messsystem:
3-K-Dynamometer 9153A20
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min
f= 0,01 mm bis 0,10 mm
b= 2 mm
Trockenbearbeitung Geometrie:
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12 var.90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
var.90°90°0°11°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0 0,05 0,1 ms 0,2
Schnittzeit t
c
0
100
200
300
400
N
600
Schnittkraft F
c
f = 0,01 mm
f = 0,10 mm
0 0,03 0,06 mm 0,12
Vorschub f
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
Schnittkraft F
c
Vorschubkraft F
f
Zerspankraft F
z
Bild 6-27: Zerspankraftkomponenten in Abhängigkeit vom Vorschub ermittelt mit dem 3-K-Dynamometer
(oben rechts), Schnittkraftverlauf in Abhängigkeit vom Vorschub ermittelt mit dem Miniatur-
Kraftmesssensor (unten links) und spezifische Schnittkraft in Abhängigkeit von der bezogenen
Spanungsdicke (unten rechts) beim Orthogonaldrehen von TiAl TNBV5 in stranggepresstem
Gefügezustand
Die lediglich als statische Komponente ermittelte Vorschubkraft erreicht bei einem Vorschub
von f = 0,03 mm ein Maximum mit Ffstat = 190 N. Die Einstellung eines Vorschubs von
f = 0,10 mm bewirkt dagegen eine Vorschubkraft Ffstat = 130 N. Auch hier ist die Tatsache zu
berücksichtigen, dass das Werkzeug infolge der großflächigen Ausbrüche teilweise nicht im
Eingriff war. Durch vektorielle Addition ergibt sich beim Orthogonaldrehen aus der Schnitt-
und der Vorschubkraft die Zerspankraft. Hier wird das Maximum mit Fzstat = 275 N bei einem
Vorschub von f = 0,05 mm erreicht.
Analog zu den Versuchen unter quasistatischer Prozessführung wurde auch bei den
Versuchen zum Orthogonaldrehen mit praxisrelevanten Schnittparametern die
106 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Schneidkantenrundung variiert. Im unteren rechten Diagramm in Bild 6-27 ist die spezifische
Schnittkraft in Abhängigkeit von der bezogenen Spanungsdicke abgebildet. Der eingestellte
Vorschub ist wegen der Orthogonalität der Zerspanparameter der Spanungsdicke
gleichzusetzen. Zusätzlich zu den konventionell eingesetzten Wendeschneidplatten in
scharfkantiger Ausführung fanden auch hier nachträglich durch Strömungsschleifen
verrundete Wendeschneidplatten Anwendung. Die Schneidkantenrundungen betrugen bei den
nicht vorbehandelten Schneiden analog zu den quasistatischen Versuchen r
β = 3 µm. Die
durch Strömungsschleifen vorverrundeten Schneidkanten wiesen Radien von rβ = 20 µm,
rβ = 40 µm und rβ = 90 µm auf.
Analog zu dem bereits in Abschnitt 6.1.2 vorgestellten Modell zur Abhängigkeit der
spezifischen Schnittkraft von der bezogenen Spanungsdicke h’ werden die Koeffizienten
β
r.c
k1 = 550 N/mm² und mc = 0,39 zur Beschreibung herangezogen. Auch hier können die
Messwerte in doppeltlogarithmischer Darstellung durch die mit diesem Ansatz berechnete
Gerade approximiert werden. Infolge der verschleißbedingten Schneidkantenverrundung, die
sich auch innerhalb der die für die Kraftmessung herangezogenen ersten Umdrehungen
einstellt, weichen die ermittelten spezifischen Schnittkräfte insbesondere bei geringen
Vorschüben geringfügig von den errechneten Werten ab. Darüber hinaus ist die insbesondere
bei kleinen Vorschüben respektive kleinen bezogenen Spanungsdicken durch die geringen
Spanungsquerschnitte und die hohen wirksamen spezifischen Kräfte lokal einsetzende
thermische Erweichung in dem vorgestellten Modell nicht berücksichtigt. Aufgrund der
besonderen Eigenschaften intermetallischer Titanaluminide sind die dadurch eintretenden
Abweichungen jedoch offensichtlich gering.
Die Schneidkantenrundung r
β zeigt bei den bei einer Schnittgeschwindigkeit von
vc = 30 m/min und einem Vorschub von f = 0,03 mm durchgeführten Versuche keinen
Einfluss auf die Segmentierungsfrequenz Pseg. Dies lässt den Schluss zu, dass die
Segmentierung bei diesen Schnittparametern primär durch die Spanungsdicke beeinflusst
wird. Auch der Segmentierungsgrad GS bleibt durch die Steigerung der
Schneidkantenrundung unbeeinflusst bei Werten von GS = 0,68 bis 0,73.
Die thermographisch ermittelten Spalttemperaturen steigen geringfügig mit abnehmendem
Vorschub von
ϑ
F = 200 °C bei f = 0,10 mm auf etwa
ϑ
F = 310 °C bei f = 0,01 mm. Der mit
abnehmendem Vorschub signifikant steigende Zusammenhalt ist demnach nicht allein auf
eine signifikante thermische Aktivierung des Verformungspotenzials zurückzuführen. Wohl
kann aber davon ausgegangen werden, dass beim Zerspanen mit praxisnaher Prozessführung
(Außen-Längs-Runddrehen, Fräsen, Bohren) in den für die Schnittflächenausbildung
verantwortlichen Bereichen des Spanungsquerschnitts (Radius und Nebenschneide) aufgrund
der höheren lokalen Umformgrade auch entsprechend hohe Temperaturen vorliegen. Bei der
Zerspanung mit quasistatischer Prozessführung ist der Temperaturbereich von
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 107
ϑ
= 300 °C bis 500 °C als Übergangsbereich für die Erzeugung von Schnittflächen ohne
grobe Risse identifiziert worden. Die thermographisch bestimmten Spantemperaturen
weichen prozessbedingt deutlich von den lokal in den primären und sekundären
Spanbildungszonen vorliegenden Temperaturen ab. Daher stellen die hier aufgeführten
Messwerte nur ein Indiz für die Erreichung dieses Übergangsbereichs dar.
Der Vorschub, bei orthogonalen Zerspanprozessen der Spanungsdicke entsprechend, besitzt
einen entscheidenden Einfluss auf die Spanbildung. Es treten sowohl bei quasistatischer als
auch bei Prozessführung mit praxisrelevanter Schnittgeschwindigkeit starke Schwankungen
hinsichtlich des Zusammenhalts auf. Die spezifische Schnittkraft, nach TÖNSHOFF ET AL.
[Tön04] der für die Zerspanung einer Volumeneinheit notwendigen Energie, lässt sich
unabhängig von der Schnittgeschwindigkeit durch eine Potenzfunktion beschreiben. Hierbei
kommt der Schneidkantenrundung eine besondere Bedeutung zu. Diese besitzt keinen
Einfluss auf den Periodenabstand und den Segmentierungsgrad. Jedoch wirken sich eine
Steigerung der Schneidkantenrundung rβ respektive eine geringere bezogene Spanungsdicke
h’ steigernd auf die spezifischen Schnittkräfte aus. Im Allgemeinen laufen spröde
Bruchvorgänge energiearm ab [Gro96]. Ein Hauptteil der für die Zerspanung aufgewendeten
Energie wird bei der Verformung umgesetzt [Tön04]. Insgesamt lässt sich somit folgern, dass
das Verformungspotenzial mit abnehmender bezogener Spanungsdicke steigt. Der
Umformgrad sinkt mit steigendem Vorschub. Der Scherwinkel naher der freien
Werkstückoberfläche ist ab einem Vorschub von f = 0,03 mm konstant bei nahezu 45 °. Bei
den quasistatischen Experimenten zeigte sich ein entsprechendes Bild. Im Bereich der
Spanunterseite wurden auch bei praxisrelevanten Schnittgeschwindigkeiten Bereiche mit
höherer plastischer Verformung festgestellt.
6.2.3 Spanwinkel
Der Spanwinkel bestimmt mit der Schneidkantenrundung die Ausbildung der Stauzone vor
der Werkzeugschneide [Web86]. Im Allgemeinen gelten positive Werkzeuggeometrien als
vorteilhaft für den Zerspanprozess. Positive Spanwinkel bewirken niedrige Schnittkräfte und
damit geringere mechanischen Werkzeugbelastungen [Tön04]. Analog zu den
Untersuchungen zum Einfluss der Schnittgeschwindigkeit und der Spanungsdicke wurden
Versuche zum Orthogonaldrehen durchgeführt. Hierbei fanden Wendeschneidplatten mit
zusätzlich positiv geschliffenen Spanflächen Anwendung. Eigene Voruntersuchungen zum
Außen-Längs-Runddrehen der intermetallischen TiAl Legierung γ-MET in gegossenem
Gefügezustand haben gezeigt, dass durch das Einstellen eines positiven Spanwinkels im
Bereich von
γ
o = 10° bis 20° um 100 % höhere Standzeiten erreicht werden konnten.
Gegenübergestellt wurden durch Schleifen vorbearbeitete Wendeschneidplatten und
Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation SPUN 1200308 aus dem Feinstkornhartmetall
H1P der Fa. SANDVIK, Sandviken, Schweden ohne zusätzliche Präparation. Die
Schneidkantenrundung betrug bei allen Versuchen rβ = 3 µm. Die Oberflächengüte der
108 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Schnittflächen nahm mit steigendem Spanwinkel tendenziell zu. Die gemittelte Rautiefe lag
jedoch bei allen Versuchen im Bereich von Rz = 3 µm bis 5 µm.
Für die Versuche zum Orthogonaldrehen der intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 im
stranggepressten Gefügezustand fanden analog durch die Fa. MAPAL DR. KRESS KG,
Aalen vorbearbeitete Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation SPUN 120308 mit
zusätzlich eingeschliffenem Spanwinkel von
γ
o = 10° und
γ
o = 20° Anwendung. Zur
Gegenüberstellung wurden keramische Wendeschneidplatten der Spezifikation SPGN 120408
verwendet. Diese weisen eine Schutzfase mit einer Breite von 0,1 mm auf. Da der Vorschub
in dieser Versuchsreihe konstant f = 0,05 mm betrug, erfolgte die Zerspanung nur im Bereich
der Schutzfase wodurch ein effektiver Spanwinkel von
γ
eff = -20° angenommen werden kann.
Die Aufschmierungen von TiAl auf der Spanfläche, die bei den Zerspanversuchen und den in
Abschnitt 5 beschriebenen tribologischen Untersuchungen festgestellt wurden, verringern den
Einfluss der unterschiedlichen thermomechanischen Schneidstoffeigenschaften. Daher sind
die Schnittkräfte unter Vernachlässigung dieser Unterschiede erfasst worden. Dabei kamen
beide im Vorfeld beschriebenen Messsysteme zum Einsatz. Die Bestimmung der
Schnittkräfte erfolgte einmal hochdynamisch mit dem Miniatur-Kraftmesssensor. Zum
anderen erfolgte die Ermittlung der Schnitt- und Passivkraft mit dem Drei-Komponenten-
Dynamometer. Die Versuche erfolgten analog zu den bereits beschriebenen Versuchen im
Trockenschnitt.
Die Spanbildungsmechanismen ändern sich nicht grundsätzlich. Es werden sowohl bei
positivem als auch negativem Spanwinkel segmentierte Späne gebildet. Hinsichtlich der
Spanmorphologie steigt jedoch der Zusammenhalt. In Bild 6-28 sind REM-Aufnahmen der
Scherflächen und Oberseiten von Spänen abgebildet, die bei neutralem, negativem und
positivem Spanwinkel erzeugt wurden. Bei der Zerspanung mit negativem bis neutralem
Spanwinkel werden kurze Spanlocken gebildet. Diese bestehen aus einigen
zusammenhängenden Segmenten. Die Anzahl der über die Scherflächen verbundenen
Spansegmente steigt hierbei mit negativ werdendem Spanwinkel signifikant an. Bei einem
Spanwinkel von
γ
o = 0° treten zu gleichen Teilen Segmentgruppen und Einzelsegmente auf.
Dagegen wurden bei einem Spanwinkel von
γ
o = -20° ausschließlich stark gekrümmte Späne
festgestellt werden.
Bei allen untersuchten Spanwinkelvariationen treten in der Scherfläche im Bereich nahe der
freien Oberfläche Sprödbrüche auf. Mit zunehmend negativem Spanwinkel scheint jedoch der
Anteil der durch Sprödbruch gekennzeichneten Scherfläche abzunehmen. Dies lässt sich
insbesondere im direkten Vergleich der im unteren Bereich von Bild 6-28 dargestellten
Scherebenen erkennen. Diese sind mit einem Spanwinkel von
γ
o = -20° (links) und
γ
o = 20°
(rechts) erzeugt worden. Bei positivem Spanwinkel erstrecken sich die Stufungen und
Querrisse etwa 2/3 der Scherflächenbreite, gemessen ausgehend von der Spanoberseite.
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 109
Dagegen treten diese Merkmale bei negativem Spanwinkel nur bis zu etwa 1/3 der
Scherflächenbreite auf. Im jeweils unteren Bereich der in Bild 2-28 abgebildeten Scherflächen
sind die bereits in Abschnitt 6.2.1 beschriebenen Gleitstrukturen zu erkennen, die auf jeweils
sehr hohe Temperaturen schließen lassen.
MG12,
γ
o
= 20° 10 µm
C650,
γ
o
= -20° 10 µm
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min
f= 0,05 mm
b= 2 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeug:
SPUN 120308, SPGN 120408
Schneidstoffe:
MG12, C650
Geometrie: 3 µm90°90°0°11°var.
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°var.
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
MG12,
γ
ο
= 0° 10 µm
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
Bild 6-28: Spanmorphologie in Abhängigkeit vom Spanwinkel
Analog zur Vorgehensweise bei der Ermittlung der Einflüsse der Schnittgeschwindigkeit und
des Vorschubs erfolgte auch hier die Bestimmung des Scherwinkels nahe der freien
Oberfläche und des Aufwölbungswinkels. Diese sind gemeinsam mit den mittels Miniatur-
Kraftmesssensor und der bereits beschriebenen Vorgehensweise ermittelten, statischen und
dynamischen Schnittkraftanteilen in Bild 6-29 gegenübergestellt. Mit zunehmend positivem
Spanwinkel verringern sich erwartungsgemäß die mittleren statischen Anteile der
Schnittkraft. Dagegen steigen die dynamischen Anteile im Bereich zwischen
γ
eff = -20° und
γ
o = 0° signifikant von etwa Fcdyn = 30 % auf cirka Fcdyn = 60 % an. Dies deckt sich mit dem
höheren Zusammenhalt bei negativem Spanwinkel. Dies ist aufgrund der kurzen
Prozesszeiten und der in den tribologischen Untersuchungen bereits nach kurzer Kontaktzeit
gebildeten Aufschmierungen nicht auf die unterschiedlichen thermischen Eigenschaften der
110 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
verwendeten Schneidstoffe zurückzuführen. Vielmehr bewirkt der negative Spanwinkel
vermutlich eine im Verhältnis zur Spanbildungszone größere Stauzone. Dies wird durch die
anhand der Spanquerschliffe ermittelten Scher- und Aufwölbungswinkel bestätigt (vgl.
Bild 6-29, rechts).
Schnittkraft F
c
-30 -20 0 ° 30
Spanwinkel
γ
o
-10 10
0
15
30
45
60
°
90
Scherwinkel
Φ
Aufstauwinkel
ρ
0
100
200
300
N
500
-30 -20 0 ° 30
Spanwinkel
γ
o
-10 10
%
20
100
60
40
0
dynamischer Schnittkraftanteil F´
cdyn
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeug:
Traub TNX65 TiAl TNBV5 SPUN 120308
stranggepresst SPGN 120408
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min Schneidstoffe: Geometrie:
f= 0,05 mm MG12, C650
b= 2 mm
Trockenbearbeitung
4
F
p
F
c
F
f
4
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
3 µm90°90°0°11°var.
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
3 µm90°90°0°11°var.
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
C650 MG12
Schnittkraft F
c
dyn. Schnittkraftanteil F‘
cdyn
Schnittkraft F
c
dyn. Schnittkraftanteil F‘
cdyn
Scherwinkel
Φ
Aufstauwinkel
ρ
Scherwinkel
Φ
Aufstauwinkel
ρ
C650 MG12
Bild 6-29: Schnittkraft, Scher- und Aufstauwinkel in Abhängigkeit vom Spanwinkel beim Orthogonaldrehen
von TiAl TNBV5 in stranggepresstem Gefügezustand
Der Scherwinkel verringert sich bei negativem Spanwinkel auf etwa
Φ
= 35°. Gleichzeitig
erfolgt die Aufwölbung der freien Oberfläche um
ρ
= 15°. Erfolgt die Zerspanung dagegen
mit positivem Spanwinkel nähert sich der Scherwinkel dem Wert
Φ
= 45° und die
Aufwölbung verringert sich auf unter
ρ
= 8°. Die Segmentierungsfrequenz steigt im gleichen
Bereich von fseg = 5 kHz bis 7 kHz bei einem negativen Spanwinkel von
γ
o = -20° auf
fseg = 10 kHz bis 16 kHz bei einem positiven Spanwinkel von
γ
o = 20°. Damit einhergehend
verringert sich die Periodenlänge Pseg von etwa Pseg = 130 µm auf Pseg = 50 µm bis 60 µm.
Somit kann geschlossen werden, dass die Verwendung von negativen Spanwinkeln
erwartungsgemäß zu ähnlichen Ergebnissen hinsichtlich der Spanbildung führt wie die
Verwendung verrundeter Wendeschneidplatten. Der sich in der Stauzone vermutlich
ausbildende hydrostatische Druckspannungszustand behindert die energiearme
Gestaltänderung durch Rissbildung. Welche Auswirkungen die Variation des Spanwinkels auf
die Schnittflächenausbildung und die weiteren Prozesskenngrößen beim Drehen hervorruft
wird in Abschnitt 7 dargestellt.
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 111
Bei allen mit praxisrelevanten Schnittgeschwindigkeiten durchgeführten Experimenten zum
Orthogonaldrehen wurden diskontinuierlich gebildete Späne festgestellt. Dies korreliert mit
den im Abschnitt 2 dargestellten Ergebnissen zur Bearbeitung intermetallischer
Titanaluminide und zur Charakterisierung der Spanbildung. Bei der quasistatischen
Bearbeitung konnte durch die Steigerung der Werkstücktemperatur auf
ϑ
= 800 °C ein
Übergang zur Fließspanbildung erreicht werden. Die Verringerung der bezogenen
Spanungsdicke führte dagegen nicht zu einer kontinuierlichen Spanbildung. Die
Schnittflächenqualität steigt jedoch signifikant, wenn die bezogene Spanungsdicke reduziert
wird. Bruch- und Rissvorgänge dominieren die Spanbildungsmechanismen bei quasistatischer
Zerspanung mit hohen Spanungsdicken. Die Variation der Schnittgeschwindigkeit bei den
Orthogonaldrehversuchen zeigte dagegen keine deutlichen Auswirkungen auf die
Spanmorphologie und die Prozesskenngrößen. Vielmehr konnte auch hier eine Abhängigkeit
der Bearbeitungsergebnisses von der bezogenen Spanungsdicke nachgewiesen werden.
6.3 Beschreibung des Spanbildungsverhaltens mittels FEM
6.3.1 FE-Systembeschreibung
In den durchgeführten Untersuchungen zum Zerspanen der intermetallischen TiAl-Legierung
TNBV5 wurden Indizien für den Einfluss des hydrostatischen Spannungszustands auf die
Spanbildung und Schnittflächeneigenschaften festgestellt. Lokal auf den Bereich vor der
Schneidkante der Werkzeuge traten signifikant höhere plastische Verformungen auf als die
geringe Bruchdehnung von A = 2 % vermuten ließ. Die integrale Betrachtung der
Umformgrade in der Spanbildungszone in Anlehnung an GENTE [Gen02] berücksichtigt die
lokal unterschiedlichen Spannungszustände nicht. Zur Ermittlung des Einflusses der
Schneidkantenrundung, der Spanungsdicke und des Spanwinkels wurden insbesondere im
Rahmen des von der DFG geförderten Schwerpunktprogramms „Prozessskalierung“
verschiedene experimentelle und simulative Untersuchungen durchgeführt [Clo05a, Den05,
Kot05, Klo05, Sto05]. Die Zerspansimulation bietet die Möglichkeit einer lokal und temporär
hoch aufgelösten Betrachtung. Eine umfassende Simulation des Zerspanprozesses steht
jedoch nicht im Fokus der hier vorliegenden Arbeit. Es wurde vielmehr ein einfaches Modell
zur Ableitung der Abhängigkeit des Spannungszustands vor der Werkzeugschneide von der
bezogenen Spanungsdicke h’ entwickelt. Diese ist in den quasistatischen Modellexperimenten
und den Versuchen zum Orthogonaldrehen als wesentlicher Einflussfaktor auf die
Spanbildungsmechanismen bestätigt worden.
Die Untersuchungen erfolgten mit dem FEM-System ABAQUS-EXPLIZIT 6.6-4, HIBBIT,
KARLSSON & SORENSEN INC., Providence, USA, unter Variation der bezogenen
Spanungsdicke h’, der Reibung und des Werkstoffverhaltens. Vereinfachend wurde der
Orthogonalschnitt zweidimensional simulativ abgebildet. Herangezogen wurde der Lagrange-
Ansatz in expliziter Formulierung, da dieser eine stabile Kontaktmodellierung erlaubt. Hierbei
112 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
werden die Elementspannungen nach jedem eingestellten Zeitinkrement aus den
Knotenverschiebungen bestimmt [Tön04].
Ein zur Simulation verwendetes FE-Modell ist in Bild 6-30 exemplarisch dargestellt. Die
Modellgrößen wurden entsprechend des Verhältnisses von Spanungsdicke und
Schneidkantenrundung skaliert. Die Schneidkantenrundung betrug in allen Simulationen
rβ = 10 µm. Die Spanungsdicke wurde mit h = 0,01 mm, h = 0,05 mm und h = 0,10 mm
skaliert. Hierdurch ergeben sich bezogene Spanungsdicken von h’ = 1, h’ = 5 und h’ = 10. Die
Vernetzung erfolgte in mehreren Teilbereichen mit an die erwarteten Verformungsgrade
angepasster Elementkantenlänge. Dabei blieb die Elementkantenlänge in den jeweiligen
Teilbereichen bei allen Simulationen nahezu konstant. Hierdurch kann die Vernetzung als
Einflussfaktor weitgehend ausgeschlossen werden.
GENTE [Gen02] verwendete in den von ihm vorgestellten Betrachtungen zur Spanbildung eine
schräg, jedoch geradlinig von der freien Oberfläche zur Schneidkante herab verlaufende
Werkstückgrenze. Hiermit wurde versucht, die Scherebene des bereits gebildeten und heraus
geschobenen Segments nachzubilden. Hierbei räumt der Autor jedoch ein, dass auch hiermit
nur eine abstrakte modellhafte Beschreibung der Zerspanvorgänge möglich ist. Um die hohen
plastischen Verformungen möglichst schnell zu erreichen, wurde hier eine parallel zur
Spanfläche verlaufende Werkstückkante gewählt. Jedoch wurde der Schneidkantenradius im
Modell des Werkstücks abgebildet.
0,010
0,157
0,051
0,025
Werkzeug
Werkstück
v
c
Bild 6-30: FE-Modell der in Orthogonalanordnung durchgeführten Zerspansimulation für eine
Spanungsdicke von h = 0,01 mm
Im Bereich der Schneidkantenrundung wurden in Richtung der Spanungsdicke stets 10
Elementreihen vorgesehen. Hier betrug die Elementkantenlänge konstant 1 µm. Um den
Rechenaufwand zu verringern, erfolgte die Vernetzung in den der Werkzeugschneide
abgewandten Modellbereichen gröber. Das Werkzeug wurde mit einem Spanwinkel von
γ
ο = 0° und einem Freiwinkel von
α
ο = 6° als Starrkörper definiert.
Die Variation des Reibungskoeffizienten erfolgte mit µ = 0, µ = 0,3 und µ = 0,5 in drei
Schritten. Um den Einfluss der Reibung auf die Ausbildung des Spannungszustands in der
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 113
Spanbildungszone abzubilden, wurde zudem die kritische Schubspannung in der Grenzfläche
zwischen Werkzeug und Werkstückwerkstoff in zwei Schritten variiert. So führt die Wahl der
geringen kritischen Schubspannung von
τ
krit = 1 MPa in Verbindung mit einem
Reibungskoeffizienten von µ = 0 zu einer Betrachtung des Spanbildungsvorgangs gänzlich
ohne Berücksichtigung der Wirkung der Grenzflächenreibung.
Zur Beschreibung des Materialverhaltens kam ein Ansatz nach JOHNSON und COOK [Joh85]
nach Gleichung (6-13) mit druckabhängiger Versagensdehnung
ε
f gemäß Gleichung (6-14)
zur Anwendung. Dieser ist im oben genannten FEM-System implementiert und ermöglicht
eine große Variabilität. Für die hier durchgeführten Untersuchungen ist die Möglichkeit von
Bedeutung, den hydrostatischen Spannungsanteil
σ
m bzw. die Mehrachsigkeit q als Parameter
aufzunehmen. Diese wird als Quotient aus der hydrostatischen Spannung
σ
m und der
Vergleichsspannung
σ
V gebildet.
[]
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
−
−
−⋅
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⋅+⋅⋅+=
m
transS
trans
pl
n
pl TT
TT
CBA 1ln1
0
V
ε
ε
εσ
&
& (6-13)
Gleichung (6-14) beschreibt die plastische Versagensdehnung
ε
f in allgemeiner Form. Dabei
muss angemerkt werden, dass gemäß JOHNSON und COOK [Joh85] die im amerikanischen
Sprachgebrauch geläufige Vorzeichenregelung genutzt wurde. Da die Vergleichsspannung
nach v. Mises stets positive Werte annimmt, bedeutet dies, dass ein hydrostatischer
Druckspannungszustand ebenfalls durch ein positives Vorzeichen gekennzeichnet wird. Der
Verlauf der Versagensdehnung spiegelt nun den von V. KÁRMAN [Kár11] erstmals an
sprödharten Gesteinen nachgewiesenen Umstand wider, dass ein vorliegender hydrostatischer
Druckspannungszustand zu einer höheren Versagensdehnung führt.
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
−
−
⋅−⋅
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⋅+⋅
⎥
⎦
⎤
⎢
⎣
⎡
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⋅+=
m
TT
TT
ddddd
transS
trans
5
0
pl
4
V
m
321f 1ln1exp
ε
ε
σ
σ
ε
&
& (6-14)
In Tabelle 6-1 sind die Parameter zusammengefasst, die zur Beschreibung des
Materialverhaltens in den Gleichungen (6-13) und (6-14) eingesetzt wurden. Um die
Rechenzeiten gering zu halten, betrug die Schnittgeschwindigkeit bei allen Simulationen
vc = 150 m/min. Ein Vergleich mit den quasistatisch durchgeführten Experimentellen
Untersuchungen ist trotzdem zulässig, da das Materialverhalten dehnratenunabhängig
formuliert wurde. Hierzu wurde der entsprechende Parameter d4 in Gleichung (6-14) auf den
Wert d4 = 0 gesetzt.
Ziel der Simulationsrechnungen war die Abbildung der quasistatischen Zerspanung. Diese
erfolgten, wie in Abschnitt 6.1 beschrieben wurde, bei einer Schnittgeschwindigkeit von
vc = 0,01 m/min. Die Wärmeleitfähigkeit des betrachteten Titanaluminids ist sehr gering. Die
114 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
quasistatischen Zerspanversuche haben jedoch gezeigt, dass für die Ableitung der infolge der
plastischen Verformung freigesetzten Wärme genug Zeit zur Verfügung steht. Zur
Verringerung der Rechenzeiten erfolgten die Simulationen unter Berücksichtigung einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 150 m/min. Hier traten in den in Abschnitt 6.2.1
beschriebenen Versuchen ebenfalls stark segmentierte Späne auf. Die metallographisch
präparierten Spanquerschliffe (vgl. Bild 6-19) zeigen darüber hinaus keine signifikante
Veränderung der Gefügemorphologie im Vergleich zum Grundwerkstoff. Um die
Vergleichbarkeit zu den quasistatischen Experimenten zu gewährleisten, wurde die
Übergangstemperatur sehr hoch angesetzt. Hierdurch kann thermische Entfestigung als
Ursache für die Lokalisierung ausgeschlossen werden. Bei der Beschreibung der
Versagensdehnung in Gleichung (6-14) wurde zudem durch die Wahl des Parameters d5 = 0
eine Wirkung der Temperatur ausgeschlossen. In den Simulationen wurde ein thermischer
Wirkungsgrad von 0,9 angesetzt (vgl. Tabelle 6-1). Unter diesen Voraussetzung wurden in
den Simulationsrechnungen Temperaturen in der Spanbildungszone von maximal
ϑ
= 350 °C
bestimmt. Da auch im Experiment bis zu Temperaturen von
ϑ
= 750 °C keine signifikante
Änderung der Spanbildungsmechanismen festgestellt wurden erscheint die Formulierung des
Materialverhaltens als gerechtfertigt.
Tabelle 6-1: Parameter zur Beschreibung des Werkstoffverhaltens
Plastic, hardening = Johnson-Cook Elastizitätsmodul E
[GPa] 150
A
[MPa] B
[MPa] n m TS
[°K] Ttrans
[°K] Dichte
ρ
[t/mm3] 4·10-9
1000
(600)* 0
(200)* 0
(1)* 1,60 1804 1800 therm. Ausdehnungs-
koeffizient
α
[K-1] 12 ·10-6
Shear Failure, Type = Johnson-Cook therm.
Wirkungsgrad [-] 0,9
d1 d2 d3 d4 d5 Wärmekapazität c
[mJ/t·K] 600·106
0 0,3 2 0 0 Wärmeleitfähigkeit
λ
[mW/mm·K] 13 bei T = 294 °K
18 bei T = 1074 °K
* linear verfestigendes Materialverhalten
Wie in Abschnitt 2.2.3 erläutert wurde, hängt die ertragbare Grenzdehnung insbesondere bei
sprödharten Materialien vom vorliegenden Spannungszustand ab. Für die Betrachtungen
hinsichtlich des Spannungszustandes und des Verformungsverhaltens war die Festsetzung
eines Vergleichskriteriums notwendig. Hierzu wurde die Versagensdehnung
ε
f herangezogen,
bei deren Erreichen das Element versagt und gelöscht wird [Sin03, Joh85, Uhl05]. Die in den
einzelnen Iterationsschritten i ermittelten Dehnungen
ε
i in einem Element werden auf die
Versagensdehnung
ε
f normiert und summiert. Das Element wird gelöscht, wenn diese Summe
als Versagenskriterium den Wert 1 erreicht. Die Versagensdehnung ist gemäß des ersten
Terms in Gleichung (6-14) vom Spannungszustand und der Mehrachsigkeit abhängig. Es
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 115
ergibt sich der im rechten Diagramm in Bild 6-31 aufgezeichnete Verlauf in Abhängigkeit
von der Mehrachsigkeit. Gleichzeitig diente dies als Kriterium für den Abbruch der
Simulationsrechnungen. Hierdurch ist es möglich, die im Bereich der Spanbildungszone
vorliegenden Spannungszustände qualitativ zu vergleichen.
Fließspannung
σ
f
0 600 °C 1050
Temperatur
ϑ
300
Gitterreibung;
Pinning
Wechselwirkung
mit Gitterdefekten
Quergleiten;
Versetzungsklettern
Fließspannung
σ
f
Fließspannung
σ
f
0 600 °C 1050
Temperatur
ϑ
300
Gitterreibung;
Pinning
Wechselwirkung
mit Gitterdefekten
Quergleiten;
Versetzungsklettern
Fließspannung
σ
f
-1,0 -0,5 0 0,5 1,0
Mehrachsigkeit q
0
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
Versagensdehnung
ε
f
0,5
-1,0 -0,5 0 0,5 1,0
Mehrachsigkeit q
0
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
Versagensdehnung
ε
f
0,5
Orthogonaldrehen
Versuchsanlage: FEM-System: Werkzeug:
2D-FEM-Simulation ABAQUS Explizit 6.6-4 Starrkörper
Prozessparameter: Werkstoff: Geometrie:
v
c
= 150 m/min TiAl TNBV5
f= 0,01 mm bis 0,10 mm stranggepresst
r
β
= 10 µm 10 µm90°90°0°6°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
10 µm90°90°0°6°0°
r
β
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
v
c
Bild 6-31: Schematische Darstellung der Fließspannung in Abhängigkeit von der Temperatur von
feinkörnigen TiAl-Basislegierungen (links) [nach App98]; plastische Versagensdehnung in
Abhängigkeit von der Mehrachsigkeit des vorliegenden Spannungszustands (rechts)
Im linken Diagramm in Bild 6-31 ist die für TiAl-Legierungen typische Abhängigkeit der
Fließspannung von der Temperatur schematisch dargestellt [nach App98]. Gitterreibung und
Pinning, die gegenseitige Behinderung von Versetzungen und die Wechselwirkung mit
anderen Gitterdefekten sowie das Quergleiten und Klettern von Versetzungen sind die in
verschiedenen Temperaturbereichen hauptsächlich wirksamen Mechanismen, die der
Versetzungsbewegung entgegenwirken (vgl. Abschnitt 2.1.1). Die Superposition der
potenziellen Einflüsse führt dazu, dass die Fließspannung über einen weiten
Temperaturbereich nahezu konstant bleibt [App98, Kni07].
Hinsichtlich des für die simulativen Untersuchungen angesetzten Werkstoffverhaltens wurden
a.) ein ideal plastisches und b.) ein linear verfestigendes Materialverhalten unterschieden.
Wobei die Fließspannung beim ideal plastischen Ansatz in Anlehnung an die in Abschnitt 4.1
aufgeführten Werkstoffeigenschaften auf
σ
f = 1000 MPa festgelegt wurde. Durch die Wahl
des ideal plastischen Materialverhaltens wurde die bereits beschriebene weitgehende
Konstanz der Fließspannung abgebildet. Darüber hinaus sind die Bruchdehnung der
116 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
verwendeten TiAl-Legierung und die Differenz zwischen Dehngrenze und Zugfestigkeit sehr
gering (vgl. Abschnitt 4.1). Die Simulationsrechnungen erfolgten im Rahmen der
Untersuchungen zur Spanbildung zudem ausschließlich qualitativ. Eine Auswertung
hinsichtlich der Zerspankraft erfolgte nicht.
Die linear verfestigenden Berechnungen wurden mit einer von
σ
f = 600 MPa auf
σ
f = 1000 MPa steigenden Fließspannung durchgeführt. Die Wahl eines linear verfestigenden
Materialverhaltens zur simulativen Beschreibung des Zerspanvorgangs beim
Orthogonalspanen von intermetallischem Titanaluminid erfolgte, um den Anteil einer
möglichen dehnungsabhängigen Verfestigung im Bereich der Spanbildungszone auf die
Lokalisierungsneigung abzubilden. Hierbei wurde berücksichtigt, dass bei entsprechend hoher
erreichter Grenzdehnung eine Verfestigung durch zunehmende gegenseitige Behinderung der
Versetzungsbewegung eintreten müsste.
6.3.2 Einfluss der bezogenen Spanungsdicke
Als wesentlicher Einflussparameter auf die Spanmorphologie und die Prozesskenngrößen bei
quasistatischer Versuchsführung als auch beim Orthogonaldrehen mit praxisnahen
Schnittgeschwindigkeiten hat sich die bezogene Spanungsdicke h’ herausgestellt, die in
Abschnitt 6.1.2 eingeführt wurde. Die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit wies im mit
Wendeschneidplatten aus Hartmetall durchgeführten Untersuchungsbereich bis
vc = 150 m/min nur graduelle Auswirkungen auf die Spanmorphologie auf. Der
Zusammenhalt stieg erst bei höheren Schnittgeschwindigkeiten, die durch den Einsatz von
Wendeschneidplatten auf der Basis von polykristallinem kubischem Bornitrid und
polykristallinem Diamant ermöglicht wurden. Die Lokalisierung der plastischen Verformung
im Bereich der Spanbildungszone tritt, wie in den Versuchen unter quasistatischer
Versuchsführung ermittelt wurde, nicht als Folge einer thermischen Erweichung ein.
Vielmehr wurde vermutet, dass die materialphysikalischen Eigenschaften intermetallischer
Titanaluminide eine Segmentspanbildung hervorrufen.
Bild 6-32 zeigt den Einfluss der bezogenen Spanungsdicke h’ auf die Ausbildung des
Spannungszustands in der Spanbildungszone und die dadurch determinierte plastische
Dehnung. Die Einflussparameter zur Charakterisierung der Reibung wurden bei den hier
aufgeführten Simulationen konstant belassen. Der Reibungskoeffizient betrug µ = 0,3. und
Die in der Trennfläche übertragbare Schubspannung wurde auf
τ
= 200 MPa festgelegt.
Kriterium der Auswertung war die Erreichung der Versagensdehnung. Dargestellt sind
jeweils die Zustände ein Iterationsschritt vor dem Versagen des ersten Elements. Erkennbar
ist, dass die Verwendung der Vergleichsspannung nach v. Mises (vgl. Bild 6-32, links) keine
Aussage über die Verformungsvorgänge erlaubt.
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 117
Ein direkter Zusammenhang der Segmentierungsneigung vom vorliegenden hydrostatischen
Spannungszustand lässt sich nicht ableiten. Jedoch wird deutlich, dass bei geringerer
bezogener Spanungsdicke ein im Verhältnis zur gesamten Spanbildungszone größerer Anteil
plastische Verformungen aufweist. Mit steigender bezogener Spanungsdicke verringert sich
die Breite des Scherbands zunehmend. Dagegen steigen die Maximalwerte der plastischen
Vergleichsdehnung mit wachsender bezogener Spanungsdicke von etwa
ε
= 1 bei h’ = 1 auf
ε
= 2 und mehr bei h’ = 10. Somit werden deutlich höhere Gradienten ausgebildet, die
vermutlich die Ursache für die stärkere Neigung zur Bildung von Rissen darstellen. Die
größten Dehnungen werden im Bereich direkt vor der Schneidkante erreicht. Bei höheren
bezogenen Spanungsdicken ist zudem die Ausbildung eines Keils vor der Spanfläche des
Werkzeugs erkennbar.
plastische
Dehnung
hydrostatischer
Spannungsanteil
v. Mises
Vergleichsspannung
h‘= 5
h‘= 10
h‘= 1
plastische
Dehnung
hydrostatischer
Spannungsanteil
v. Mises
Vergleichsspannung
h‘= 5
h‘= 10
h‘= 1
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1800
N/mm
2
1380
1170
960
750
540
330
120
-90
-300
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1800
N/mm
2
1330
1100
868
634
402
169
-64
-297
-530
1500
N/mm
2
1090
891
688
485
282
79
-124
-327
-530
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1800
N/mm
2
1380
1170
960
750
540
330
120
-90
-300
1800
N/mm
2
1380
1170
960
750
540
330
120
-90
-300
1800
N/mm
2
1380
1170
960
750
540
330
120
-90
-300
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1800
N/mm
2
1330
1100
868
634
402
169
-64
-297
-530
1800
N/mm
2
1330
1100
868
634
402
169
-64
-297
-530
1800
N/mm
2
1330
1100
868
634
402
169
-64
-297
-530
1500
N/mm
2
1090
891
688
485
282
79
-124
-327
-530
1500
N/mm
2
1090
891
688
485
282
79
-124
-327
-530
1500
N/mm
2
1090
891
688
485
282
79
-124
-327
-530
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
Bild 6-32: Einfluss der bezogenen Spanungsdicke h’ auf die Vergleichsspannung nach v. Mises, den
hydrostatischen Spannungsanteil und die plastische Dehnung im Bereich der Spanbildungszone
Auch der mit geringer werdenden Spanungsdicken respektive Vorschüben festgestellte
steigende integrale Umformgrad konnte in den Simulationsrechnungen nachgebildet werden.
Unabhängig von der bezogenen Spanungsdicke stellte sich im Bereich nahe der freien
Werkstückoberfläche ein Scherwinkel von
Φ
= 37° ein. Damit ist der Scherwinkel in den
Simulationsrechnungen stets niedriger als in den Experimenten ermittelt. Dies kann an der
simulierten Eingriffsgeometrie liegen, die sich aufgrund der Segmentierung im realen
118 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Zerspanprozess nicht einstellt. Somit wirken sich das bereits heraus geschobene Segment und
der Zusammenhalt der einzelnen Segmente auf die Ausbildung des Scherwinkels aus. Im
Bereich der Stauzone direkt vor und unterhalb der Schneidkante sinkt der Scherwinkel und
läuft stetig in die Schnittfläche ein. Dies korreliert mit den durchgeführten experimentellen
Untersuchungen.
Bild 6-33 zeigt die Ergebnisse der bei gleichen Einstellparametern durchgeführten
Simulationen nach dem Versagen der ersten Elemente. Anhand der ausgewerteten
Vergleichsspannung nach v. Mises lässt sich die Lage der versagenden Elemente erkennen.
Darüber hinaus sind die zu diesem Zeitpunkt erreichten plastischen Dehnungen abgebildet.
Das Versagen erfolgt bei allen bezogenen Spanungsdicken nicht an der freien Oberfläche des
Werkstücks. Vielmehr setzt die Trennung mit zunehmender bezogener Spanungsdicke in
stetig geringerem Abstand zur Schneidkante ein.
Bei geringer bezogener Spanungsdicke reichen Höhe und Volumenanteil des hydrostatischen
Druckspannungszustands im Bereich der Schneidkantenrundung aus, um eine Trennung in
diesem Bereich der Spanbildungszone zu verhindern. Bei der höchsten untersuchten
bezogenen Spanungsdicke von h’ = 10 traten zudem im Bereich der Schneidkante in das
Werkstückgrundmaterial verlaufende Bereiche auf, in denen das Versagenskriterium erreicht
wurde. Hieraus lässt sich ableiten, dass die Zerspanung mit höheren bezogenen
Spanungsdicken die Gefahr birgt, dass sich Risse in die neu entstehende
Schnittflächenrandzone fortsetzen.
h‘= 10h‘= 5h‘= 1
plastische Dehnung
v. Mises Vergleichsspannung (qualitativ)
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1,90
1,71
1,52
1,33
1,14
0,95
0,76
0,57
0,38
0,19
0
2,30
2,07
1,84
1,61
1,38
1,15
0,92
0,69
0,46
0,23
0
h‘= 10h‘= 5h‘= 1
plastische Dehnung
v. Mises Vergleichsspannung (qualitativ)
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1,90
1,71
1,52
1,33
1,14
0,95
0,76
0,57
0,38
0,19
0
1,90
1,71
1,52
1,33
1,14
0,95
0,76
0,57
0,38
0,19
0
1,90
1,71
1,52
1,33
1,14
0,95
0,76
0,57
0,38
0,19
0
2,30
2,07
1,84
1,61
1,38
1,15
0,92
0,69
0,46
0,23
0
2,30
2,07
1,84
1,61
1,38
1,15
0,92
0,69
0,46
0,23
0
2,30
2,07
1,84
1,61
1,38
1,15
0,92
0,69
0,46
0,23
0
Bild 6-33: Einfluss der bezogenen Spanungsdicke h’ auf die Lage der ersten versagenden Elemente und die
plastische Dehnung im Bereich der Spanbildungszone bei Erreichen der jeweiligen
Versagensdehnung
Betrachtet man die plastische Dehnung in dem jeweiligen Bereich, in dem das Versagen der
Elemente einsetzt, so lässt sich feststellen, dass sich dort die Versagensdehnung umgekehrt
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 119
proportional zur bezogenen Spanungsdicke verhält. Bei h’ = 1 beträgt die Versagensdehnung
ε
f = 0,72. Dagegen werden bei h’ = 10 nur noch
ε
f = 0,46 erreicht.
Die Schneidkantenrundung kann einem negativen effektiven Spanwinkel gleich gesetzt
werden. Hierdurch erfolgt die Ausbildung einer Stauzone mit hohem hydrostatischem Druck.
In dieser Stauzone ist das plastische Formänderungsvermögen deutlich gesteigert. Die
höchsten in den Simulationen festgestellten plastischen Dehnungen lagen bei
ε
= 2,3. Dabei
steigen die maximal erreichten Dehnungen mit der bezogenen Spanungsdicke an. Gleichzeitig
nimmt jedoch der Gradient deutlich zu. Am Übergang von der Schneidkantenrundung zur
Freifläche kommt es infolge des fehlenden Drucks des Werkzeugs zu einer starken
Verringerung des hydrostatischen Anteils. Es treten Zugspannungen auf. Bei der realen
Zerspanung könnten somit zu hohe Spannungsgradienten im Übergang zu einem Aufreißen
der Schnittfläche führen.
Die geringe Schadenstoleranz des Materials führt auch bei der realen Zerspanung zu quer zur
Schnittrichtung verlaufenden Rissen in der Schnittfläche wie in Abschnitt 7.2 gezeigt wird.
Die Ergebnisse der FEM-Simulationen und der bei den experimentellen Untersuchungen
festgestellte Einfluss der bezogenen Spanungsdicke korrelieren somit in guter Näherung. Dies
wird insbesondere bei den in quasistatischer Versuchsführung erzeugten und
metallographisch präparierten Spanwurzeln deutlich, die in Abschnitt 6.1.2 erläutert wurden.
Hier traten analog zu den Simulationen Mikrorisse und Hohlräume in Abhängigkeit von der
eingestellten Spanungsdicke auf.
6.3.3 Einfluss der Reibung und des Materialverhaltens
Die Reibung des an der Spanfläche ablaufenden Spans wurde bei der mittleren bei den
Simulationen eingestellten bezogenen Spanungsdicke von h’ = 5 mit µ = 0, µ = 0,3 und
µ = 0,5 variiert. Dabei betrug die maximal übertragbare Scherspannung
τ
max = 200 MPa.
Zudem wurde ein Versuch bei einem Reibungskoeffizienten von µ = 0,5 auch mit einer auf
τ
max = 400 MPa gesteigerten maximalen Scherspannung gerechnet.
In Bild 6-34 sind die Vergleichsspannung, der hydrostatische Anteil am Spannungszustand
und die sich einstellende plastische Verformung in Abhängigkeit vom Reibungskoeffizienten
und der in der Kontaktfläche übertragbaren Schubspannung aufgezeigt. Ergänzend kann die
mittlere Reihe in Bild 6-32 herangezogen werden, bei der die bezogene Spanungsdicke
ebenfalls h’ = 0,05 und die maximal übertragbare Scherspannung
τ
max = 200 MPa betrugen
und der Reibungskoeffzient auf µ = 0,3 eingestellt wurde. Die Simulation wurde hier nach
t = 4,111·10-6 s ausgewertet. Der Unterschied zu dem bei einem Reibungskoeffizienten von
µ = 0,5 (mittlere Reihe in Bild 6-34) ist jedoch nur gering.
Ausgehend von der Ecke zwischen Spanoberfläche und Spanfläche läuft eine Zone höherer
plastischer Verformung herab. Diese ist auf die Reibung des ablaufenden Spans
120 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
zurückzuführen. Ein vergleichbares Phänomen wurde auch in den quasistatischen
Experimenten beobachtet. Wie in der oben in Bild 6-2 abgebildeten Spanwurzel zu erkennen
ist (
ϑ
= 20 °C), bildet sich ein dreiecksförmiger Keil. Die Spanungsdicke betrug bei den
experimentellen Versuchen h = 0,10 mm. Dies entspricht einer bezogenen Spanungsdicke von
h’ = 25. Diese war damit deutlich höher als bei den Simulationen. Es kommt aufgrund der
stärkeren Behinderung des freien Abfließens des Werkstoffmaterials zur Bildung von Rissen.
In den Simulationen ist nun zu erkennen, dass sich im Inneren dieser dreiecksförmigen Zone
ein homogener hydrostatischer Druckspannungszustand einstellt. Daher wird dieser Bereich
im Folgenden als hydrostatischer Keil bezeichnet. Die Ausprägung des hydrostatischen Keils
steigt dabei deutlich mit zunehmender Berücksichtigung der Reibung. In den quasistatisch
durchgeführten Experimenten waren bei den Versuchen ohne Werkstückerwärmung im
Bereich der Spanbildungszone in Schnittrichtung vorlaufende Risse erkennbar (vgl. Bild 6-2,
oben). Diese entstehen vermutlich durch Zugspannungen senkrecht zur freien Oberfläche
infolge des Vorschiebens des hydrostatischen Keils.
µ= 0,5;
τ
max
= 200 MPa; t= 4,137*10
-6
s
µ= 0,5;
τ
max
= 400 MPa ; t= 5,014*10
-6
s
µ= 0;
τ
max
= 200 MPa; t= 2,656*10
-6
s
plastische
Dehnung
hydrostatischer
Spannungsanteil
v. Mises
Vergleichsspannung
µ= 0,5;
τ
max
= 200 MPa; t= 4,137*10
-6
s
µ= 0,5;
τ
max
= 400 MPa ; t= 5,014*10
-6
s
µ= 0;
τ
max
= 200 MPa; t= 2,656*10
-6
s
plastische
Dehnung
hydrostatischer
Spannungsanteil
v. Mises
Vergleichsspannung
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
2100
N/mm
2
1570
1310
1050
785
522
259
-4
-297
-530
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1800
N/mm
2
1330
1100
868
635
402
169
-64
-297
-530
1500
N/mm
2
1110
915
720
525
330
135
-60
-255
-450
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
2,40
2,16
1,92
1,68
1,44
1,20
0,96
0,72
0,48
0,24
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
2100
N/mm
2
1570
1310
1050
785
522
259
-4
-297
-530
2100
N/mm
2
1570
1310
1050
785
522
259
-4
-297
-530
2100
N/mm
2
1570
1310
1050
785
522
259
-4
-297
-530
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1,20
1,08
0,96
0,84
0,72
0,60
0,48
0,36
0,24
0,12
0
1800
N/mm
2
1330
1100
868
635
402
169
-64
-297
-530
1800
N/mm
2
1330
1100
868
635
402
169
-64
-297
-530
1800
N/mm
2
1330
1100
868
635
402
169
-64
-297
-530
1500
N/mm
2
1110
915
720
525
330
135
-60
-255
-450
1500
N/mm
2
1110
915
720
525
330
135
-60
-255
-450
1500
N/mm
2
1110
915
720
525
330
135
-60
-255
-450
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
2,40
2,16
1,92
1,68
1,44
1,20
0,96
0,72
0,48
0,24
0
2,40
2,16
1,92
1,68
1,44
1,20
0,96
0,72
0,48
0,24
0
2,40
2,16
1,92
1,68
1,44
1,20
0,96
0,72
0,48
0,24
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
Bild 6-34: Einfluss des Reibungskoeffizienten und der in den Kontaktzonen zwischen Werkstück und
Werkzeug maximal übertragbaren Scherspannung auf die Vergleichsspannung nach v. Mises, den
hydrostatischen Spannungsanteil und die plastische Dehnung im Bereich der Spanbildungszone
jeweils ein Iterationsschritt vor Erreichen der jeweiligen Versagensdehnung
Zudem ist erkennbar, dass das Auslaufen des Scherwinkels in die Schnittfläche deutlich durch
die Ausbildung des hydrostatischen Keils beeinflusst wird. Bei vollständiger
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 121
Vernachlässigung des reibungsbedingten Einflusses auf die Spanbildung verläuft die
Scherzone geradlinig von der freien Werkstückoberfläche bis zur Schneidkante. Wird
dagegen Reibung zwischen den Wirkpartnern angenommen, knickt der Scherwinkel im
Bereich der Spitze des hydrostatischen Keils ab und läuft tangential in die Schnittfläche ein.
In experimentellen Untersuchungen kann dieses Verhalten bei der Bestimmung des
Scherwinkels nur unzureichend berücksichtigt werden. Integral betrachtet sinkt der
Scherwinkel mit zunehmender Berücksichtigung der Reibung, wenn man die Aufwölbung
und die Schneidkante als Indikatoren festlegt. Im Bereich nahe der freien
Werkstückoberfläche bleibt der Scherwinkel jedoch nahezu konstant. Bei einer
angenommenen übertragbaren Scherspannung von
τ
max = 400 MPa und einem
Reibungskoeffizienten von µ = 0,5 läuft der Scherwinkel ähnlich tangential in die
Schnittfläche ein, wie es bereits bei sehr geringen bezogenen Spanungsdicken beobachtet
wurde. Zudem steigen Zeit und Weg, die das Werkzeug bis zum Erreichen des
Trennkriteriums in der Spanbildungszone zurücklegt. Übertragen auf die reale Zerspanung
würde dies einem größeren Periodenabstand und geringerer Segmentierungsfrequenz
entsprechen. Die tangential in die Schnittfläche einlaufende Scherzone ist ebenfalls bei den
Spanwurzelquerschliffen festgestellt worden, die bei den quasistatischen Versuchen erzeugt
wurden. In den metallographisch präparierten Querschliffen, dargestellt in Bild (6-13),
wurden Risse und Hohlräume festgestellt. Zudem tritt hier starke plastische Verformung in
Form von Scherung auf.
Wird anstelle eines ideal plastischen Materialverhaltens ein linear mit der erreichten Dehnung
steigender Verlauf der Fließspannung angenommen, ergibt sich ein deutlich abweichendes
Verhalten (vgl. Bild 6-35). Bei dem zugrunde gelegten Material und der Steigung der
Fließkurve von
σ
f = 600 MPa auf
σ
f = 1000 MPa zeigt sich auch eine Tendenz zur
Lokalisierung der plastischen Verformung. Die Verformungen sind nominell geringer. Jedoch
sind diese gleichmäßiger über den Spanungsquerschnitt verteilt.
Die Aufwölbung der freien Oberfläche zeigt ebenfalls deutliche Unterschiede. Im Vergleich
zum ideal plastischen Materialverhalten erfolgt die Aufwölbung deutlich gleichmäßiger wenn
eine dehnungsabhängige Verfestigung angenommen wird. Darüber hinaus lässt sich erkennen,
dass unter der Wirkung der verformungsabhängigen Verfestigung der Scherwinkel sinkt.
Ein durch Sprödbruch bedingtes Trennen des Werkstoffzusammenhalts ist an lokalen
Fehlstellen wie Seigerungen, Korngrenzen oder Einschlüssen deutlich leichter möglich.
Duktilität und ein hydrostatischer Druckspannungszustand lassen eine stärkere plastische
Verformung ohne sprödes Trennen zu. In diesem Fall erfolgt die Verformung in der
Spanbildungszone homogener und der Scherwinkel sinkt. Im Umkehrschluss kann
angenommen werden, dass die Spanbildung bei duktilen Werkstoffen durch die Ausbildung
einer Verformungsvorlaufzone gekennzeichnet ist. Diese der eigentlichen Spanbildung
122 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
voreilende Zone sollte demnach durch mikroplastische Verformung und Homogenisierung
charakterisiert sein.
plastische
Dehnung
hydrostatischer
Spannungsanteil
v. Mises
Vergleichsspannung
linear verfestigendes Materialverhalten, ein Iterationsschritt vor Erreichen des Versagenskriteriums
ideal plastisches Materialverhalten
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1800
N/mm
2
1330
1100
868
635
402
169
-64
-297
-530
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1100
N/mm
2
818
677
536
395
254
113
-28
-169
-310
1,60
1,44
1,28
1,12
0,96
0,80
0,64
0,48
0,32
0,16
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
plastische
Dehnung
hydrostatischer
Spannungsanteil
v. Mises
Vergleichsspannung
linear verfestigendes Materialverhalten, ein Iterationsschritt vor Erreichen des Versagenskriteriums
ideal plastisches Materialverhalten
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1800
N/mm
2
1330
1100
868
635
402
169
-64
-297
-530
1800
N/mm
2
1330
1100
868
635
402
169
-64
-297
-530
1800
N/mm
2
1330
1100
868
635
402
169
-64
-297
-530
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1,80
1,62
1,44
1,26
1,08
0,90
0,72
0,54
0,36
0,18
0
1100
N/mm
2
818
677
536
395
254
113
-28
-169
-310
1100
N/mm
2
818
677
536
395
254
113
-28
-169
-310
1100
N/mm
2
818
677
536
395
254
113
-28
-169
-310
1,60
1,44
1,28
1,12
0,96
0,80
0,64
0,48
0,32
0,16
0
1,60
1,44
1,28
1,12
0,96
0,80
0,64
0,48
0,32
0,16
0
1,60
1,44
1,28
1,12
0,96
0,80
0,64
0,48
0,32
0,16
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
1000
N/mm
2
800
700
600
500
400
300
200
100
0
Bild 6-35: Einfluss des angenommenen Materialverhaltens auf die Vergleichsspannung nach v. Mises, den
hydrostatischen Spannungsanteil und die plastische Dehnung im Bereich der Spanbildungszone
jeweils ein Iterationsschritt vor Erreichen der jeweiligen Versagensdehnung
KREIS [Kre73] stellte die These auf, dass die verformungsbedingte Verfestigung als Ursache
für die Fließspanbildung angesehen werden kann (vgl. Abschnitt 2.2). Die hier
durchgeführten Simulationsrechnungen unterstützen diese Aussage. Deutlich erkennbar ist in
Bild 6-36 der Einfluss der angenommenen Verformungsverfestigung, die einer Lokalisierung
entgegenwirkt. Dabei sind die maximal erreichten plastischen Dehnungen geringer im
Vergleich zur Rechnung mit ideal plastischem Verhalten. Jedoch ist ein deutlich breiterer
Bereich einer Verformung unterlegen.
6.4 Fazit
Die Kenntnis der Spanbildungsmechanismen bei der Bearbeitung innovativer
Hochleistungswerkstoffe stellt eine Grundlage für die Bereitstellung geeigneter
Zerspanstrategien dar. Um die wechselseitigen Einflüsse von Temperatur, Spanungsdicke und
Schnittgeschwindigkeit zu untersuchen, erfolgten Analogieversuche mit orthogonaler
Kinematik. Die Experimente erfolgten im Schnittgeschwindigkeitsbereich von
vc = 0,01 m/min bis 300 m/min.
Die Spanbildung erfolgt bei der Bearbeitung der verwendeten intermetallischen
Titanaluminide in einem breiten Schnittgeschwindigkeitsbereich durch lokalisierte Scherung
und Schubbruch. Der Übergang vom Fließ- zum Segmentspan tritt nur bei sehr geringer
Schnittgeschwindigkeit und gleichzeitiger Erwärmung der gesamten Spanbildungszone auf
Temperaturen von
ϑ
= 800 °C und darüber auf. Dies entspricht der Spröd-Duktil-
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 123
Übergangstemperatur des Werkstückwerkstoffs (vgl. Abschnitt 4.1). Unterhalb dieser
Temperatur erfolgt die Spanbildung unabhängig von der Schnittgeschwindigkeit stets
diskontinuierlich. Um den Einfluss der Werkstücktemperatur und der bezogenen
Spanungsdicke analysieren zu können, erfolgten die Zerspanversuche zunächst bei einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 0,01 m/min. Hierbei steht für die Ableitung der bei der
plastischen Verformung umgesetzten Wärme ausreichend Zeit zur Verfügung. Somit kann
isothermes Werkstoffverhalten in der Spanbildungszone angenommen werden (vgl.
Abschnitt 4.3.2).
Die thermomechanischen Eigenschaften intermetallischer Titanaluminide verhindern eine
deutliche Erweichung der gesamten Spanbildungszone infolge Dissipation. Der Werkstoff
versagt spröde bevor eine ausreichende plastische Verformung stattfindet, die zu einer
Temperaturerhöhung über die Spröd-Duktil-Übergangstemperatur hinaus führen könnte. Das
zur Segmentbildung führende Werkstoffversagen setzt zudem nicht im Bereich der höchsten
plastischen Verformung ein (vgl. Bild 6-36, oben). Die Beschreibung der Spanbildung
intermetallischer Titanaluminide sollte somit unter Berücksichtigung des Spannungszustands
in der Spanbildungszone erfolgen. Dieser wird im Wesentlichen durch die Eingriffsgeometrie
beeinflusst. Bei konstantem Spanwinkel von
γ
o = 0° konnte hier die bezogene Spanungsdicke
h’ als charakteristische Größe bestimmt werden.
Die hier vorgestellten Untersuchungen bestätigen, dass eine Lokalisierung infolge von
Rissbildung stattfindet. Die Bildung von Rissen erfolgt in Abhängigkeit vom sich
einstellenden Spannungszustand und den Werkstoffeigenschaften. Die Rissinitiierung erfolgt
bei den hier vorgestellten experimentellen Untersuchungen nahe der freien Oberfläche. Die
Simulationsrechnungen führten zu einem qualitativ gleichwertigen Ergebnis. Bei spröden
Werkstoffen erfolgt die Trennung durch Bruch an lokalen Fehlstellen. Der hohe
hydrostatische Spannungsanteil im Bereich der Stauzone vor der Schneidkante ermöglicht
eine plastische Verformung weit über die in Stauchversuchen ermittelte Bruchdehnung Apl
hinaus. Voraussetzung für die Bildung schädigungsarmer Schnittflächen ist daher der Aufbau
eines ausreichend hohen hydrostatischen Druckspannungszustands im Bereich der
Schneidkante, der ein Durcheilen der oberhalb gebildeten Risse verhindert. In diesem Bereich
kann der Werkstoff starke plastische Verformungen ertragen.
Neben der Schneidkantenrundung fördert die Reibung des ablaufenden Spans an der
Spanfläche die Ausbildung hydrostatischer Druckspannungen und damit den Anteil der
Stauzone an der Spanbildungszone. Dies belegen die mit verschiedenen
Reibungskoeffizienten durchgeführten Simulationsrechnungen. Auch die metallographisch
präparierten Spanwurzeln zeigen stets Bereiche mit stark verformtem Gefüge (vgl. Bild 6-36,
unten links). Da die plastische Verformung mit einer zunehmenden Behinderung der
Versetzungsbewegung einhergeht, kann eine Verfestigung stattfinden. Ein Ansatz zur
124 6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN
Beschreibung hierfür stellt die erweiterte Schubspannungshypothese dar, welche das
insbesondere bei spröden Werkstoffen mit hydrostatischem Druck steigende
Verformungspotenzial berücksichtigt [Iss95]. Die weitere Verformung in der
Spanbildungszone setzt sich im vorgelagerten Bereich fort. Dieser ist noch nicht
verformungsbedingt verfestigt. Infolgedessen sinkt der Scherwinkel in der Stauzone ab. Dies
ist, wie in Abschnitt 2.2.2 dargestellt wurde, von KREIS [Kre73] bei Experimenten zur
Zerspanung von Titanlegierungen abgeleitet worden. Dies trifft in entsprechend geringeren
Anteilen der Spanbildungszone auch für sprödharte Werkstoffe zu, wenn ausreichend hoher
hydrostatischer Druck vorliegt.
h= 0,100 mm; r
β
= 3 µm; h‘= 33 20 µm
h= 0,100 mm; r
β
= 3 µm; h‘= 33 20 µm20 µm
t
c
= 2,56·10
-6
s
quasistatisch, TNBV5, stranggepresst
Simulation, h‘= 1
h= 0,035 mm; r
β
= 20 µm; h‘ = 1,75 10 µm10 µm
v
c
v
c
v
c
v
c
v
c
v
c
t
c
= 2,73·10
-6
st
c
= 3,25·10
-6
s
Bild 6-36: Spanbildung in Simulation und Experiment
Der Anteil des unter hydrostatischem Druck liegenden Bereichs der Spanbildungszone steigt
mit abnehmender bezogener Spanungsdicke h’. Die Reduzierung der bezogenen
Spanungsdicke führt gleichzeitig zu einer geringeren Lokalisierung der plastischen
Verformung. Dadurch erhöht sich der Anteil der plastischen Verformung bei der
Spanbildung.
Die in Abhängigkeit vom Vorschub ermittelten Zerspankraftkomponenten zeigen ein globales
Maximum bei einem Vorschub von etwa f = 0,05 mm oder einer bezogenen Spanungsdicke
von etwa h’ = 15. Bei größeren Spanungsdicken sind demnach verstärkt spröde und damit
6 ZERSPANUNG INTERMETALLISCHER TITANALUMINIDE IN ANALOGIEVERSUCHEN 125
energiearme Trennmechanismen bei der Spanbildung wirksam. Dies belegen auch die
ermittelten dynamischen Anteile der Schnitt- und Passivkräfte. Eine Steigerung des
Spanwinkels führt nicht zu einer signifikanten Verringerung der Schnittkräfte. Gemäß
TÖNSHOF [Tön04] stellt die spezifische Schnittkraft eine energetische Größe dar. In
Anlehnung an VICTOR [Vic56] und KIENZLE [Kie57] kann eine Potenzfunktion zur
Beschreibung der Abhängigkeit der spezifischen Schnittkraft von der Spanungsdicke
herangezogen werden (vgl. Abschnitt 6.1.2). Bei kleiner werdender Spanungsdicke ist dabei
jedoch der steigende Einfluss des Scheidkantenradius und die höhere Versagensdehnung zu
berücksichtigen. Hierfür kann die bezogene Spanungsdicke h’ als Quotient aus
Spanungsdicke und Schneidkantenrundung verwendet werden. Mit der Zugfestigkeit und der
ebenen Scherung ergibt sich sowohl bei den quasistatischen als auch den
Orthogonaldrehversuchen eine sehr gute Übereinstimmung der errechneten spezifischen
Schnittkräfte mit den aus den experimentell ermittelten Schnittkräften bestimmten Werte.
Im oberen, zur freien Oberfläche hin orientierten Bereich der Spanbildungszone versagte der
Werkstoff bei allen Schnittgeschwindigkeiten spontan durch Schubbruch. Hier reicht der
hydrostatische Druck nicht aus, die Bildung und das Wachsen von Rissen zu verhindern. Die
sich beim Restbruch in der primären Scherzone ausbildenden Scherflächen zeigen jedoch
bereits bei konventioneller Schnittgeschwindigkeit von vc = 30 m/min Strukturen, die auf das
Erreichen der Schmelztemperatur hinweisen. Dies kann eine Folge des Abgleitens der
chemisch hoch aktiven Scherflächen aufeinander sein. Die bei der Segmentierung neu
entstehenden Oberflächen können somit leicht wiederverschweißen. Der mit der
Schnittgeschwindigkeit steigende Zusammenhalt der Späne kann auf diesen Effekt
zurückgeführt werden. Übereinstimmend mit den Ergebnissen von ABELE ET AL. [Abe05] hat
die Schnittgeschwindigkeit insgesamt nur einen geringen Einfluss auf die
Spanbildungsmechanismen.
Insgesamt lässt sich ableiten, dass die Einstellung eines ausreichend großen Bereichs unter
hydrostatischer Druckspannung die Bildung von schädigungsarmen Schnittflächen bei der
Zerspanung intermetallischer Titanaluminide fördert. Die Beschreibung des
Materialverhaltens in der Spanbildungszone mit Hilfe des Ansatzes nach JOHNSON und COOK
[Joh85] ist erfolgreich. Zur Beschreibung der erhöhten erreichbaren Versagensdehnungen im
Bereich der Spanbildungszone kann die Mehrachsigkeit herangezogen werden. Mit geringer
werdender bezogener Spanungsdicke h’ erhöht sich der Anteil plastischer Verformung. Eine
schädigungsminimierte Zerspanung wird so möglich. Aufgrund der Werkstoffeigenschaften
und der Eingriffskinematik wird jedoch nicht die gesamte Spanbildungszone duktilisiert.
Hinsichtlich der thermomechanischen Belastungen des Zerspanwerkzeugs ist dies sogar als
vorteilhaft zu bewerten. Für die Zerspanung sind somit Werkzeuggeometrien und
Kinematiken zu bevorzugen, die in dem Bereich der Nebenschneide eine kleine bezogene
Spanungsdicke aufweisen.
126 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
7 Untersuchungen zum Plan- und Runddrehen
7.1 Randzonenbeeinflussung beim Plandrehen
7.1.1 Einfluss der Schnittgeschwindigkeit
Die bisher durchgeführten Untersuchungen zur Spanbildung haben gezeigt, dass die Variation
der Schnittgeschwindigkeit nur eine geringe Auswirkung auf die Spanbildungsmechanismen
ausübt. Vielmehr ist die bezogene Spanungsdicke als relevante Einflussgröße identifiziert
worden. Im Folgenden soll nun die Wirkung der Einstellgrößen auf Prozess und Ergebnis der
spanenden Bearbeitung durch Drehen untersucht werden. Versuchsaufbau und -durchführung
sind in Abschnitt 4.3.3 detailliert beschrieben.
Durchgeführt wurden die experimentellen Untersuchungen zum Einfluss der kinematischen
und geometrischen Einstellparameter beim Plandrehen von scheibenförmigen Proben aus
stranggepresstem TiAl der Legierung TNBV5. Die Scheiben wiesen eine Dicke von 4 mm
auf. Versuche mit geringerer Scheibendicke führten zu einer Verfälschung der Ergebnisse
infolge elastischer Verformung der Platten, hervorgerufen durch die bei der Zerspanung
wirksamen Passivkräfte. Die Proben wurden durch Funkenerosion, Rund- und Plandrehen
vorbearbeitet. Zunächst erfolgte die Variation der Schnittparameter Schnittgeschwindigkeit
und Vorschub im für die Schruppbearbeitung relevanten Bereich. Anwendung fanden die in
Abschnitt 4.2 beschriebenen Wendeschneidplatten aus unbeschichtetem Feinstkornhartmetall
der Sorte MG12 mit der ISO-Spezifikation SPUN 120308. Die verwendeten
Wendeschneidplatten sind in Abschnitt 4.2 beschrieben. Die Schnittgeschwindigkeit ist in
fünf Schritten von vc = 10 m/min auf vc = 60 m/min erhöht worden. Vorschub und Schnitttiefe
blieben hierbei konstant bei f = 0,05 mm und ap = 0,5 mm. Die Schneidkanten wiesen im
Anlieferungszustand eine Schneidkantenrundung von rβ = 3 µm auf. Darüber hinaus sind
Versuche mit Wendeschneidplatten aus PKD der Sorte CTM 302 (vgl. Tabelle 4-2)
durchgeführt worden. Hierbei wurde vor dem Hintergrund einer Schlichtoperation der
Einfluss der Schnittgeschwindigkeit auf die Randzoneneigenschaften bei einem Vorschub von
f = 0,02 mm und einer Schnitttiefe von ap = 0,2 mm ermittelt. Zur Beurteilung des
Bearbeitungsergebnisses wurden die Zerspankraftkomponenten in Schnitt-, Vorschub- und
Passivrichtung aufgenommen, die Oberflächenrauheit bestimmt und REM-Aufnahmen von
den Oberflächen und Randzonen erstellt. Darüber hinaus erfolgte die Bestimmung von
Härtetiefenverläufen und Eigenspannungen in der Schnittflächenrandzone.
Die Schnittkräfte bleiben im Schnittgeschwindigkeitsbereich von vc = 10 m/min bis 40 m/min
nahezu konstant bei Fc = 108 N bis 113 N (vgl. Bild 7-1). Bei weiterer Steigerung der
Schnittgeschwindigkeit auf vc = 50 m/min und vc = 60 m/min sinken die Schnittkräfte
geringfügig auf Fc = 104 N und 102 N ab. Gleichzeitig steigen die Vorschubkräfte leicht von
Ff = 52 N bei vc = 10 m/min auf Ff = 58 N bei vc = 60 m/min an. Die geringste Vorschubkraft
von Ff = 49 N ist bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 20 m/min bestimmt worden. Die
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 127
Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 40 m/min führt zu einer mittleren
Vorschubkraft von Ff = 62 N. Die Passivkräfte erreichen bei einer Schnittgeschwindigkeit
von vc = 20 m/min mit Fp = 83 N ein Minimum. Die höchste Passivkraft von Fp = 105 N
wurde dagegen im untersuchten Parameterbereich bei einer Schnittgeschwindigkeit von
vc = 40 m/min gemessen. Insgesamt ist der Einfluss der Schnittgeschwindigkeit auf die
Zerspankraftkomponenten im hier untersuchten Bereich als gering einzuschätzen.
0
40
80
120
N
200
Zerspankraftkomponenten F
i
04020 m/min 80
Schnittgeschwindigkeit v
c
Schnittkraft F
c
Vorschubkraft F
f
Passivkraft F
p
Plandrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 10 m/min bis 60 m/min
f= 0,10 mm
a
p
= 0,5 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie:
0
2
3
4
5
µm
7
04020 m/min 80
Schnittgeschwindigkeit v
c
gemittelte Rautiefe Rz
1
50
100
150
%
250
bezogene Vickershärte HV‘0,1
04020 m/min 80
Schnittgeschwindigkeit v
c
t
a
= 2,5 µm
t
a
= 18 µm
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild 7-1: Zerspankraftkomponenten, Oberflächenrauheit und bezogene Vickershärte HV’0,1 in
Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit beim Plandrehen mit Wendeschneidplatten aus
Hartmetall
Die Oberflächenrauheit steigt stetig mit zunehmender Schnittgeschwindigkeit an (vgl.
Bild 7-1, unten links). Bei der niedrigsten eingestellten Schnittgeschwindigkeit von
vc = 10 m/min beträgt die gemittelte Rautiefe Rz = 1,3 µm. Im Bereich von vc = 20 m/min bis
50 m/min ist die Oberflächenrauheit bei Rz = 1,9 µm nahezu konstant. Die weitere Steigerung
der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 60 m/min führt zu einer höheren Oberflächenrauheit von
im Mittel Rz = 2,5 µm. Insgesamt verdoppelt sich also die Oberflächenrauheit durch die
Steigerung der Schnittgeschwindigkeit im Bereich von vc = 10 m/min bis 60 m/min. Vor dem
128 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Hintergrund der Absolutwerte kann die Änderung jedoch ebenfalls als geringfügig bezeichnet
werden.
Die Aufhärtung der oberflächennahen Randzone der Schnittfläche reduziert sich mit
steigender Schnittgeschwindigkeit stetig (vgl. Bild 7-1, unten rechts). Bei geringer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 10 m/min wurde eine spezifische Härtesteigerung um 94 %
bestimmt. Dies entspricht einer auf die Grundhärte bezogenen Vickershärte von
HV’0,1 = 194 %. Dagegen lag die Vickershärte in der Randzone der Schnittfläche bei
vc = 60 m/min nur noch 26 % über der Grundhärte. Dies ist als Folge einer
Schneidkantenverrundung und dadurch bedingten Zunahme der Zerspantemperaturen zu
betrachten. Im Bereich zwischen vc = 20 m/min und vc = 50 m/min wiesen die bestimmten
gemittelten und bezogenen Vickershärten HV’0,1 dagegen nur eine geringe
geschwindigkeitsabhängige Abnahme auf. In der Analysetiefe von im Mittel 18 µm ergab
sich im gesamten untersuchten Schnittgeschwindigkeitsbereich nur ein kleiner Einfluss der
Schnittgeschwindigkeit auf die bezogene Vickershärte. Die gemittelten bezogenen
Vickershärten lagen zwischen 10 % und 30 % über den jeweiligen Grundhärten. Dabei sind
die höchsten bezogenen Vickershärten bei mittleren Schnittgeschwindigkeiten im Bereich von
vc = 20 m/min bis 40 m/min bestimmt worden.
Das verwendete Kraftmesssystem ließ die Verwendung von Kühlschmierstoff nicht zu. Eine
weitere Steigerung der Schnittgeschwindigkeit über vc = 60 m/min hinaus war im
Trockenschnitt mit den Wendeschneidplatten aus Hartmetall aufgrund der kurzen Standzeiten
nicht möglich. Hierfür fanden Wendeschneidplatten mit Decklagen aus PKD der ISO-
Spezifikation SPUN 090308 Anwendung. Die Schnittgeschwindigkeit ist in drei Schritten von
vc = 60 m/min auf vc = 360 m/min gesteigert worden. Die Versuche wurden in Anlehnung an
die kinematischen Parameter bei einer Schlichtbearbeitung mit einem reduzierten Vorschub
von f = 0,02 mm und einer Schnitttiefe von ap = 0,2 mm durchgeführt (vgl. Bild 7-2).
Durch die Reduzierung des Vorschubs und der Schnitttiefe verringern sich die
Zerspankraftkomponenten auf unter Fi = 50 N. Die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit um
500 % von vc = 60 m/min auf 360 m/min hat in allen drei Richtungen im Vergleich dazu nur
geringfügig abnehmende Zerspankraftkomponenten zur Folge. Die Schnittkraft sinkt von
Fc = 32 N auf 28 N, die Vorschubkraft von Ff = 27 N auf 15 N und die Passivkraft von
Fp = 48 N auf 29 N. Ähnlich geringe Auswirkungen hat die Steigerung der
Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min auf vc = 240 m/min auf die Rauheit der
Schnittfläche. Die gemittelte Rautiefe ist mit Rz = 0,9 µm bei vc = 60 m/min und Rz = 1,2 µm
bei vc = 240 m/min nahezu konstant. Die weitere Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf
vc = 360 m/min führt zu einem Anstieg der gemittelten Rautiefe auf Rz = 2,3 µm. Hier ist
jedoch die Streuung der Werte sehr groß, die bei den drei Einzelmessungen (versetzt um
120°) auf jeweils vier verschiedenen Proben bestimmt wurden. Es kann davon ausgegangen
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 129
werden, dass die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit bei kleinen Vorschüben keine
wesentliche Auswirkung auf die Oberflächenqualität ausübt.
Einen eindeutigen Einfluss der Schnittgeschwindigkeit im Bereich von
vc = 60 m/min bis 360 m/min auf die Härtesteigerung in der Schnittflächenrandzone konnte
nicht festgestellt werden. Die bei einer Eindrucktiefe von ta = 2,5 µm bestimmten gemittelten
Härtesteigerungen lagen im Bereich von 57 % bis 78 %. In der Analysetiefe von 18 µm war
keine Steigerung der Gefügehärte gegenüber der Grundhärte festzustellen. Die Einhärtetiefe
liegt bei den Versuchen mit Schlichtparametern somit deutlich unter 20 µm. Hierbei ist zu
berücksichtigen, dass Vorschub und Schnitttiefe mit f = 0,02 mm und ap = 0,2 mm deutlich
geringer eingestellt wurden.
0
40
80
120
N
200
Zerspankraftkomponenten F
i
0 200100 m/min 400
Schnittgeschwindigkeit v
c
Schnittkraft F
c
Vorschubkraft F
f
Passivkraft F
p
Plandrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 60 m/min bis 360 m/min
f= 0,02 mm
a
p
= 0,2 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeug:
SPUN 090308
Schneidstoff:
CTM302
Geometrie:
0
2
3
4
5
µm
7
0 200100 m/min 400
Schnittgeschwindigkeit v
c
gemittelte Rautiefe Rz
1
50
100
150
%
250
bezogene Vickershärte HV‘0,1
0 200100 m/min 400
Schnittgeschwindigkeit v
c
t
a
= 2,5 µm
t
a
= 18 µm
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild: 7-2: Zerspankraftkomponenten, Oberflächenrauheit und bezogene Vickershärte HV’0,1 in
Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit beim Drehen mit Wendeschneidplatten aus PKD
Entsprechend der in Abschnitt 4.3.4 beschriebenen Vorgehensweise erfolgte die Bestimmung
der in der Randzone der Schnittfläche vorliegenden Eigenspannungen. Es erfolgten einmal
Messungen der oberflächennahen Eigenspannungen direkt an der Schnittfläche. Zum anderen
130 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
wurden durch selektives Ätzen Eigenspannungstiefenverläufe bestimmt. Durch die
Werkstückherstellung durch Strangpressen hervorgerufene Eigenspannungen konnten nicht
festgestellt werden. In beiden Richtungen lagen die Werte bei Messungen an unbearbeiteten
Vergleichsproben in beiden Richtungen nahe 0 MPa. Die tangentialen Spannungen weisen in
Schnittrichtung, die radialen entsprechend in Vorschubrichtung.
Bild 7-3 zeigt die oberflächennahen Eigenspannungen in radialer und tangentialer Richtung.
Die radiale Richtung ist der Vorschubrichtung gleichzusetzen. Dagegen entspricht die
tangentiale Richtung der Schnittrichtung. Die Eigenspannungen wurden, wie in
Abschnitt 4.3.4 beschrieben, in einer Analysetiefe von ta = 18 µm nachgewiesen. Die
Eigenspannungen in radialer Richtung zeigen ein Minimum bei einer Schnittgeschwindigkeit
von vc = 30 m/min bei
σ
r = -430 MPa (vgl. Bild 7-3, links). Die Eigenspannung in
tangentialer Richtung (Schnittrichtung) weist ein nicht sehr ausgeprägtes Minimum von
σ
t = -
410 MPa bereits bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 20 m/min auf. Jedoch liegen die
Ergebnisse der Messungen im Schnittgeschwindigkeitsbereich von
vc = 10 m/min bis 40 m/min unter Berücksichtigung der Fehlertoleranzen sehr dicht
beieinander. Eine Steigerung der Schnittgeschwindigkeit führt in beiden Richtungen zu
betragsmäßig abnehmenden Druckeigenspannungen in der Schnittflächenrandzone. Bei einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min konnten noch Eigenspannungen von
σ
r = -
345 MPa und
σ
t = -335 MPa bei den Versuchen mit Wendeschneidplatten aus Hartmetall
festgestellt werden.
Auch bei den mit Wendeschneidplatten mit Decklagen aus dem polykristallinem
Diamantschneidstoff CTM302 durchgeführten Versuchen setzt sich diese Tendenz bei
höheren Schnittgeschwindigkeiten fort (vgl. Bild 7-3, rechts). Bemerkenswert ist hierbei, dass
die Reduzierung von Vorschub und Schnitttiefe auf f = 0,02 mm und ap = 0,2 mm bei gleicher
Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min keine signifikanten Auswirkungen auf die Höhe
der Druckeigenspannungen in beiden Richtungen hat. Diese betragen hier
σ
r = -360 MPa und
σ
t = -340 MPa.
Die höchste im Rahmen dieser Untersuchungen eingestellte Schnittgeschwindigkeit von
vc = 360 m/min hat ebenfalls noch Druckeigenspannungen zu Folge. Diese erreichen jedoch
nur noch
σ
r = -260 MPa und
σ
t = -265 MPa. Damit kann zusammengefasst werden, dass die
Steigerung der Schnittgeschwindigkeit und die damit wachsenden Kontaktzonentemperaturen
betragsmäßig sinkenden Druckeigenspannungen in der Schnittflächenrandzone führen. Der
Einfluss der Schnittgeschwindigkeit im Bereich über vc = 60 m/min ist jedoch insgesamt
gering. Die Ergebnisse der Eigenspannungsmessungen stützen die Resultate der
Härtemessungen. Hier wurde in diesem Schnittgeschwindigkeitsbereich eine mit
zunehmendem Abstand zur Schnittfläche schnelle Abnahme der Aufhärtung festgestellt.
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 131
-800
-200
0
Eigenspannungen
σ
r,t
MPa
-300
-400
-500
-600
-700
04020 m/min 80
Schnittgeschwindigkeit v
c
Plandrehen
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeuge:
Traub TNX65 TiAl TNBV5 SPUN 120308,
stranggepresst SPUN 090308
Prozessparameter:
v
c
= 10 m/min bis 360 m/min Schneidstoffe: Geometrie:
f= 0,02 mm und 0,05 mm MG12, CTM302
a
p
= 0,2 mm und 0,5 mm
Trockenbearbeitung 0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0 200 m/min 400
Schnittgeschwindigkeit v
c
-800
-200
0
Eigenspannungen
σ
r,t
MPa
-300
-400
-500
-600
-700
radial
σ
r
tangential
σ
t
SPUN 120308, MG12,
f= 0,05 mm, a
p
= 0,5 mm
100
SPUN 090308, CTM302,
f= 0,02 mm, a
p
= 0,2 mm
tangential
σ
t
radial
σ
r
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild 7-3: Oberflächennahe Eigenspannungen in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit beim
Plandrehen
In den Analogieversuchen zum Orthogonalspanen wurde gezeigt, dass die
Schnittflächenausbildung wesentlich durch die wirksame Spanungsdicke beeinflusst wird.
Beim Plandrehen traten bei allen untersuchten Schnittgeschwindigkeiten im Bereich von
vc = 10 m/min bis vc = 60 m/min, einem auf f = 0,10 mm gesteigerten Vorschub und der
Verwendung von Wendeschneiden aus Feinstkornhartmetall in der SPUN-Ausführung kleine,
quer zur Schnittrichtung verlaufende Risse in der Schnittfläche auf. Diese scheinen jedoch
nicht Auswirkung spröder Rissbildung in der primären Scherzone. Vielmehr können diese
flachen Risse eine Folge von Reibung zwischen der gerade entstehenden Schnittfläche und
dem Werkzeug darstellen. Bei den Versuchen mit CTM302-Decklagen traten diese Effekte
bei jedoch reduziertem Vorschub nicht auf (vgl. Bild 7-4). Insbesondere bei hoher
Spanungsdicke zeigte sich in den in Abschnitt 6.3 erläuterten Simulationen, dass sich
Zugspannungen im Bereich der gerade vom Werkzeug überstrichenen Schnittfläche entstehen
können. Dies wird durch Reibung begünstigt (vgl. Bild 6-34).
Die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit über vc = 60 m/min hinaus ist nur mit
Wendeschneidplatten aus hochharten Schneidstoffen wie PCBN und PKD prozesssicher
möglich. Im unteren Bereich von Bild 7-4 sind die Schnittflächen abgebildet, die bei einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min und vc = 360 m/min gebildet wurden. Der
Vorschub und die Schnitttiefe sind bei diesen Versuchen wie bereits beschrieben in
Anlehnung an eine Schlichtbearbeitung auf f = 0,02 mm und ap = 0,2 mm reduziert worden.
132 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
MG12, v
c
= 10 m/min, f= 0,10 mm
20 µm20 µm
MG12, v
c
= 30 m/min, f= 0,10 mm MG12, v
c
= 60 m/min, f= 0,10 mm
CTM302, v
c
= 60 m/min, f= 0,02 mm
20 µm20 µm 20 µm20 µm
20 µm20 µm CTM302, v
c
= 360 m/min, f= 0,02 mm
20 µm20 µm
Plandrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 10 m/min bis 360 m/min
f= 0,02 mm und 0,10 mm
a
p
= 0,2 mm und 0,5 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeuge:
SPUN 120308, 090308
Schneidstoffe:
MG12,
CTM302
Geometrie: 6 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
6 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild 7-4: Rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen (SE) der Schnittflächen, die Schnittrichtung verläuft
jeweils von rechts nach links
Erkennbar ist, dass, gefördert durch die tribologischen Eigenschaften des PKD, die
Reduzierung des Vorschubs zu vollständig rissfreien Schnittflächen führt. Wie bereits
beschrieben bewirkt die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 360 m/min eine
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 133
Steigerung der Oberflächenrauheit. Erkennbar sind hier deutlich durch mikroplastische
Verformung erhöhte Kämme der Vorschubrillen, die auf eine sehr hohe Prozesstemperatur
schließen lassen. Darüber hinaus trat bei dieser Schnittgeschwindigkeit Rattern auf, was
ebenfalls zu erhöhten Rauheiten der Schnittflächen führt.
7.1.2 Einfluss des Vorschubs
Die Steigerung des Vorschubs von f = 0,02 mm auf 0,05 mm führt zunächst zu einer
Reduzierung der Zerspankraftkomponenten in Vorschub- und Passivrichtung von Ff = 61 N
und Fp = 88 N auf Ff = 45 N und Fp = 72 N (vgl. Bild 7-5, oben rechts).
0
120
240
360
N
600
Zerspankraftkomponenten F
i
Plandrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min
f= 0,02 mm bis 0,20 mm
a
p
= 0,5 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoff:
MG12
Geometrie:
0
2
3
4
5
µm
7
gemittelte und theorethische
Rautiefe Rz, Rth
1
100
150
%
250
bezogene Vickershärte HV‘0,1
0 0,05 0,15 mm 0,250,10
Vorschub f
0 0,05 0,15 mm 0,250,10
Vorschub f
t
a
= 2,5 µm
t
a
= 18 µm
0 0,05 0,15 mm 0,250,10
Vorschub f
Rth
Rz
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Schnittkraft F
c
Vorschubkraft F
f
Passivkraft F
p
Bild 7-5: Zerspankraftkomponenten, Oberflächenrauheit und bezogene Vickershärte HV’0,1 in
Abhängigkeit vom Vorschub beim Drehen mit Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation
SPUN 120308
Die weitere Erhöhung des Vorschubs auf bis zu f = 0,20 mm hat dann einen linearen Anstieg
der Vorschub- und Passivkraft auf Ff = 80 N und Fp = 130 N zur Folge. Die Schnittkraft
nimmt dagegen kontinuierlich linear mit Erhöhung des Vorschubs von Fc = 61 N bei
f = 0,02 mm auf Fc = 179 N bei f = 0,20 mm zu. Zudem erhöhen sich die Differenzen
134 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
zwischen Schnitt-, Vorschub- und Passivkraft mit Steigerung des Vorschubs oberhalb von
f = 0,05 mm. Für sehr kleine Vorschübe ist die Passivkraft die betragsmäßig größte
Zerspankraftkomponente. Dies spiegelt sich auch in den Aufhärtungen der oberflächennahen
Randzone der Schnittfläche wider (vgl. Bild 7-5, unten rechts). Die Härtesteigerung in der
Analysetiefe von ta = 2,5 µm nimmt linear mit zunehmendem Vorschub ab. So sind die
mittleren Aufhärtungen bei f = 0,02 mm mit 76 % und 30 % bei einem Vorschub von
f = 0,20 mm bestimmt worden. In einer Tiefe von ta = 18 µm ist noch eine schwache Tendenz
zu einer Reduktion der Aufhärtung mit steigendem Vorschub erkennbar. Bei dem größten
eingestellten Vorschub von f = 0,20 mm beträgt die Härtesteigerung nur noch 6 % während
bei f = 0,02 mm die Härte bezogen auf die Grundhärte um 25 % höher ist. Jedoch ist der
Zusammenhang zwischen Einhärtung und Vorschub hier nicht eindeutig nachzuweisen. Die
geringste Härtesteigerung in der mittleren Analysetiefe von ta = 18 µm wurde bei den Proben
bestimmt, die mit einem Vorschub von f = 0,05 mm gedreht wurden.
Die Oberflächenrauheit nimmt mit zunehmendem Vorschub nahezu quadratisch zu. In
Bild 7-5, unten links ist der gemessenen gemittelten Rautiefe Rz die theoretische Rautiefe
gegenübergestellt, die sich bei idealer Rillenausbildung in erster Näherung nach
Gleichung (7-1) ergibt [Tön04]:
ε
2
8
r
f
Rth ⋅
≈ (7-1)
Die gemittelten Rautiefen steigen von Rz = 0,5 µm bei f = 0,02 mm auf Rz = 5,6 µm bei
f = 0,02 mm. Die bestimmten gemittelten Rautiefen liegen aufgrund der geringen eingestellten
Vorschübe im Bereich der beim Feindrehen konventioneller Stahlwerkstoffe üblichen Werte.
Analog zu den Versuchen mit Wendeschneidplatten der Geometrie SPUN 120308 ist der
Einfluss des Vorschubs auch beim Plandrehen mit runden Wendeschneidplatten vom Typ
RCMX 120400 untersucht worden. Die kommerziell von der Fa. SANDVIK, Sandviken,
Schweden, angebotenen Wendeschneidplatten weisen neben dem bauartbedingten großen
Eckenradius von rε = 6 mm auch eine Fase der ISO-Spezifikation T01020 auf (vgl.
Abschnitt 4.2). Bei einem nominellen Spanwinkel von
γ
o = 0° reduziert sich insbesondere bei
kleinen Vorschüben der effektive Spanwinkel auf
γ
eff = -20°. In den graphischen
Darstellungen wurde jedoch der nominelle und durch den Werkzeughalter vorgegebene
Spanwinkel aufgeführt. Ein direkter Vergleich des Einflusses der unterschiedlichen
Wirkgeometrien ist nicht Gegenstand der hier vorgestellten Arbeit. Vielmehr wurden die in
Abschnitt 4.2 beschriebenen Wendeschneidplatten hinsichtlich ihres Anwendungspotenzials
und der Randzonenbeeinflussung getestet.
Wie bei den Versuchen mit Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation SPUN 120308
steigen die Schnittkräfte auch hier mit zunehmendem Vorschub nahezu linear an (vgl.
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 135
Bild 7-6, oben rechts). Jedoch sind die Schnittkräfte insgesamt mehr als doppelt so hoch im
Vergleich zu den bereits beschriebenen Versuchen mit quadratischen Wendeschneidplatten.
So steigen die Schnittkräfte hier von Fc = 171 N auf Fc = 381 N bei einer Erhöhung des
Vorschubs von f = 0,02 mm auf f = 0,20 mm. Die Vorschubkraft wird durch die Variation des
Vorschubs im Verhältnis zu den übrigen Zerspankraftkomponenten nur gering beeinflusst.
Auch hier sinkt die Vorschubkraft zunächst, wenn der Vorschub von f = 0,02 mm auf
f = 0,05 mm erhöht wird. Die weitere Steigerung des Vorschubs führt dann ebenfalls zu einer
Zunahme der Vorschubkraft von Ff = 87 N auf Ff = 120 N bei f = 0,20 mm. Damit wird der
Wert von Ff = 113 N, der bei dem geringsten eingestellten Vorschub erreicht wurde, bei
einem Vorschub von f = 0,20 mm nur geringfügig überschritten.
0 0,05 0,15 mm 0,250,10
Vorschub f
0
240
360
N
600
Zerspankraftkomponenten F
i
Plandrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min
f= 0,02 mm bis 0,20 mm
a
p
= 0,5 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeug:
RCMX 120400
Schneidstoff:
H13A
Geometrie:
0
2
3
4
5
µm
7
gemittelte und theorethische
Rautiefe Rz, Rth
1
100
150
%
250
bezogene Vickershärte HV‘0,1
Schnittkraft F
c
Vorschubkraft F
f
Passivkraft F
p
0 0,05 0,15 mm 0,250,10
Vorschub f
t
a
= 2,5 µm
t
a
= 18 µm
0 0,05 0,15 mm 0,250,10
Vorschub f
6 mm90°75°0°7°0°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
6 mm90°75°0°7°0°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
120
Rth
Rz
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild 7-6: Zerspankraftkomponenten, Oberflächenrauheit und bezogene Vickershärte HV’0,1 in
Abhängigkeit vom Vorschub beim Drehen mit Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation
RCMX 120400
Die betragsmäßig größte Zerspankraftkomponente ist bei den Versuchen mit runden
Wendeschneidplatten die Passivkraft. Analog zum Verhalten beim Einsatz quadratischer
Wendeschneidplatten fällt die Passivkraft zunächst um etwa 20 % von Fp = 507 N auf
136 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Fp = 393 N ab, um bei weiterer Erhöhung des Vorschubs stetig auf Fp = 506 N zu steigen.
Anders als bei der Nutzung der quadratischen Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation
SPUN 120308 ist bei der Nutzung der runden Wendeschneidplatten stets die Passivkraft die
betragsmäßig größte Zerspankraftkomponente.
Dies liegt einmal an der Fase mit dem negativen effektiven Spanwinkel und zum anderen an
der im Verhältnis zum Vorschub großen Spanungsbreite, bedingt durch den großen
Eckenradius. Hierdurch liegt in einem im Verhältnis zum Einsatz der quadratischen
Wendeschneidplatten großen Bereich des Spanungsquerschnitts eine geringe Spanungsdicke h
vor. Der Einfluss der Spanungsdicke auf die Zerspankraftkomponenten, die
Spanbildungsmechanismen und die Schnittflächenausbildung ist bereits in Abschnitt 6
betrachtet worden. Vor dem Hintergrund niedriger Prozesskräfte ist somit auch hier die
Einstellung des Vorschubs auf f = 0,05 mm zu empfehlen.
Die gemittelten Rautiefen liegen bei den geringen eingestellten Vorschüben von f = 0,02 mm
und f = 0,05 mm bei Rz = 0,5 µm und Rz = 1,0 µm auf gleichem Niveau wie die beim
Plandrehen mit quadratischen Wendeschneidplatten bestimmten Werte. Bei höheren
Vorschüben von f = 0,10 mm und f = 0,20 mm sind die maximalen Rauheitsprofilhöhen mit
Rz = 1,1 µm und Rz = 1,4 µm deutlich geringer. Insgesamt liegen die gemittelten Rautiefen
etwas über den aus den geometrischen Verhältnissen ableitbaren theoretischen Rautiefen.
Die in der Schnittfläche bestimmte Aufhärtung zeigte bei Verwendung der runden
Wendeschneidplatten keine Abhängigkeit vom Vorschub. Im Mittel lag die bezogene
Vickershärte HV’0,1 bei allen Versuchen 49 % bis 56 % über der jeweiligen Grundhärte. Im
Abstand von 18 µm zur Schnittfläche nimmt die Aufhärtung mit steigendem Vorschub
dagegen deutlich ab. Während bei einem Vorschub f von f = 0,02 mm und f = 0,05 mm die
bezogene Vickershärte die Grundhärte um 41 % sowie 36 % übersteigt, liegen bei
Vorschüben von f = 0,10 mm und f = 0,20 mm Härtesteigerungen von nur noch 15 % und
10 % vor.
Mit zunehmendem Vorschub sinkt der relative Anteil des im vorherigen Überlauf verfestigten
Werkstückwerkstoffs innerhalb der Spanbildungszone. Hierdurch ergeben sich vermutlich
Summierungseffekte hinsichtlich der Randzonenverfestigung. Darüber hinaus korrelieren die
Ergebnisse mit den bei den Zerspanversuchen ermittelten Kraftkomponenten und den
Betrachtungen zu den vorliegenden Spanbildungsmechanismen. Die Tiefenverläufe der
Härten weisen bei allen untersuchten Vorschüben und beiden verwendeten Typen von
Wendeschneidplatten Einhärtetiefen von maximal te = 40 µm auf. In Bild 7-7 sind
vergleichend metallographisch präparierte Querschliffe der Schnittflächenrandzone
abgebildet, die auch zur Bestimmung der Härte genutzt wurden. Die Querschliffe erfolgten
parallel zur Vorschubrichtung, um die Lage der Härteeindrücke bezogen zur Vorschubrille
festlegen zu können. Die mit den quadratischen Wendeschneidplatten gedrehten Proben
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 137
lassen hier geringere Beeinflussungstiefen erkennen, als die mit den runden
Wendeschneidplatten bearbeiteten Werkstücke. Dabei ist die Wirkung der Schutzfase an
diesen Werkzeugen zu berücksichtigen. Die hier ableitbare Einhärtetiefe beträgt beim Drehen
mit an die Schruppbearbeitung orientierten Schnittgeschwindigkeiten und Vorschüben etwa
te = 25 µm. Die Reduzierung der Schnittparameter Vorschub und Schnitttiefe auf f = 0,02 mm
und ap = 0,2 mm führt nahezu unabhängig von der eingestellten Schnittgeschwindigkeit stets
zu Einhärtetiefen von unter te = 10 µm.
Plandrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min und 360 m/min
f= 0,02 mm und 0,20 mm
a
p
= 0,2 mm und 0,5 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeuge:
SPUN 120308, 090400, RCMX 120400
Schneidstoffe:
MG12, H13A,
CTM302
Geometrie: var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
SPUN, v
c
= 30 m/min, f= 0,20 mm
RCMX, v
c
= 30 m/min, f= 0,20 mm SPUN, v
c
= 360 m/min, f= 0,02 mm
10 µm 10 µm
10 µm
t
e
= 6 µm
t
e
= 25 µm
t
e
= 40 µm
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild 7-7: Rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen (BSE) der Randzonen quer zur Schnittrichtung
Die oberflächennahen Eigenspannungen in Abhängigkeit des Vorschubs und der
Wendeschneidplattengeometrie sind in Bild 7-8 dargestellt. Bei beiden verwendeten
Werkzeugen zeigen die Eigenspannungen in radialer Richtung insgesamt nur eine geringe
Abhängigkeit vom Vorschub. Die Druckeigenspannungen nehmen betragsmäßig tendenziell
mit zunehmendem Vorschub ab. Dabei sind die Druckeigenspannungen in radialer Richtung
bei den mit Wendeschneidplatten der RCMX-Spezifikation gedrehten Proben insgesamt
geringer bestimmt worden. Die radialen Druckeigenspannungen bei den mit den SPUN-
Wendeschneidplatten gedrehten Proben sind nahezu unabhängig vom eingestellten Vorschub
138 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
im Bereich von
σ
r = -400 MPa bis
σ
r = -430 MPa. Dagegen zeigen die Eigenspannungen in
tangentialer Richtung eine deutliche Abnahme des Betrags mit steigendem Vorschub von
σ
t = -680 MPa bei einem Vorschub von f = 0,02 mm auf
σ
t = -350 MPa bei einem Vorschub
von f = 0,20 mm. Dabei ist zu bemerken, dass diese Werte bei den mit beiden verwendeten
Werkzeugen bearbeiteten Proben bei dem kleinsten und größten eingestellten Vorschub
nahezu gleich sind. Ein Unterschied wurde dagegen für die mittleren Vorschübe von
f = 0,05 mm und f = 0,10 mm festgestellt. Hinsichtlich der Beträge sind die oberflächennahen
Druckeigenspannungen in Schnittrichtung mit
σ
t = -560 MPa und
σ
t = -590 MPa bei den mit
den RCMX-Wendeschneidplatten bearbeiteten Proben deutlich größer im Vergleich zu den
mit SPUN-Wendeschneidplatten bearbeitete Proben. Diese weisen dagegen bei den mittleren
hier an der Oberfläche Druckeigenspannungen in Schnittrichtung von etwa
σ
t = -410 MPa
und
σ
t = -390 MPa auf. Hinsichtlich des Betrags sinken die Druckeigenspannungen
tendenziell für beide verwendeten Werkzeuge mit zunehmendem Vorschub.
-800
-600
-400
-300
-200
MPa
0
0 0,05 0,10 0,15 mm 0,25
Vorschub f
Plandrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min
f= 0,02 mm bis 0,20 mm
a
p
= 0,5 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeug:
SPUN 120308,
RCNX 120400
Schneidstoff:
Feinstkornhartnetall
Analysetiefe:
t
a
= 18 µm
Geometrie:
var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
Eigenspannungen
σ
r,t
-500
-700
RCMX
σ
t
RCMX
σ
r
SPUN
σ
r
SPUN
σ
t
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild 7-8: Oberflächennahe Eigenspannungen in Abhängigkeit vom Vorschub beim Plandrehen mit
Wendeschneidplatten der Spezifikationen SPUN und RCMX
Zusätzlich zu den oberflächennahen Eigenspannungen wurden an ausgewählten Proben
Eigenspannungstiefenverläufe erstellt. Da der Vorschub hinsichtlich der oberflächennahen
Eigenspannungen einen stärkeren Einfluss zeigt sind Proben eingesetzt worden, die mit den
Vorschüben von f = 0,02 mm und f = 0,20 mm plangedreht wurden. Die
Schnittgeschwindigkeit und die Schnitttiefe sind konstant bei vc = 30 m/min und ap = 0,5 mm
geblieben. Hierzu wurden ausgehend von der Schnittfläche Vertiefungen in die Proben
eingearbeitet (vgl. Abschnitt 4.3.4). In Ergänzung zu den oberflächennahen Messungen sind
die Eigenspannungen so in den Analysetiefen von ta = 15 µm bis 100 µm bestimmt worden
und in Bild 7-9 dargestellt. Die oberflächennahen Eigenspannungen konnten mit dem
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 139
verwendeten Messaufbau nur als integrale Mittelwerte in einer Analysetiefe von
0 µm ≤ ta ≤ 18µm ermittelt werden (vgl. Abschnitt 4.3.4). Deshalb sind die zugehörigen
Symbole in Bild 7-9 verbreitert dargestellt. Analog zu den Härtemessungen zeigt sich, dass
die mit den RCMX-Wendeschneidplatten bearbeiteten Proben die Schnittflächenrandzone
deutlich tiefer beeinflussen. Die hinsichtlich des Betrags größten Druckeigenspannungen
wurden hier in einer Analysetiefe von etwa ta = 35 µm bestimmt. Die mit SPUN-
Wendeschneidplatten gedrehten Proben weisen die Eigenspannungsminima in beiden
Richtungen unabhängig vom eingestellten Vorschub in einer Tiefe von etwa 20 µm auf.
-1000
MPa
200
Eigenspannungen
σ
r,t
0
-400
-600
-800
04020 µm 100
Analysetiefe ta
Plandrehen
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeuge:
Traub TNX65 TiAl TNBV5 SPUN 120308,
stranggepresst RCMX 120400
Prozessparameter:
vc= 30 m/min Schneidstoffe: Geometrie:
f= 0,02 mm und 0,20 mm MG12, H13A
ap= 0,5 mm
Trockenbearbeitung var.90°75°0°var.var.
rε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
var.90°75°0°var.var.
rε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
-1000
MPa
200
Eigenspannungen
σ
r,t
0
-400
-600
-800
60
SPUN 120308
04020 µm 100
Analysetiefe ta
60
RCMX 120400
σ
r
σ
t
f= 0,02 mm
f= 0,20 mm
σ
r
σ
t
f= 0,02 mm
f= 0,20 mm
Fp
Fc
Ff
Fp
Fc
Ff
Bild 7-9: Eigenspannungstiefenverläufe in Abhängigkeit vom Vorschub und der Werkzeuggeometrie beim
Plandrehen
Bei einem Vorschub von f = 0,20 mm sind die maximalen Beträge der Druckeigenspannungen
bei mit beiden Werkzeugen bearbeiteten Proben auf gleichem Niveau mit -400 MPa bis
-600 MPa in beiden Richtungen bestimmt worden. Deutlich wird jedoch, dass die Bearbeitung
mit geringem Eckenradius, geringer Schneidkantenrundung und leicht positivem Spanwinkel
bei kleinen Vorschüben hinsichtlich des Betrags zu deutlich höheren Druckeigenspannungen
führt als die Bearbeitung mit runden und gefasten Wendeschneidplatten. Entgegen den
Härtemessungen, bei denen die Extremwerte stets an der Oberfläche bestimmt wurden, zeigen
die Eigenspannungen die Extremwerte in einem tieferen Bereich der Randzone. Die
Reduzierung des Vorschubs wirkt sich bereits bei konventionellen, mit Werkzeugen aus
Hartmetall realisierbaren Schnittgeschwindigkeiten, positiv auf die Schnittflächen-
morphologie aus. Beim Plandrehen mit Wendeschneidplatten aus Hartmetall ist der Einfluss
140 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
des Vorschubs auch bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 30 m/min untersucht worden.
Wie in Bild 7-10 erkennbar ist, treten bei den Vorschüben von f = 0,02 mm und f = 0,05 mm
keine Querrisse in der Schnittfläche auf.
Plandrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min
f= 0,02 mm bis 0,20 mm
a
p
= 0,5 mm
Trockenbearbeitung
Werkzeuge:
SPUN 120308, RCMX 120400
Schneidstoffe:
MG12,
H13A
Geometrie: var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
0
γ
0
var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
0
γ
0
SPUN, f= 0,02 mm 20 µm20 µm
SPUN, f= 0,05 mm SPUN, f= 0,20 mm
RCMX, f= 0,02 mm
20 µm20 µm 20 µm20 µm
20 µm20 µm RCMX, f= 0,20 mm 20 µm20 µm
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
F
p
F
c
F
f
Bild 7-10: Schnittflächen in Abhängigkeit vom Vorschub und von der Werkzeuggeometrie
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 141
Ein Vorschub von f = 0,20 mm führt dagegen zu massiven Schädigungen der Schnittfläche im
gesamten Vorschubrillenbereich. Dagegen führt die Verwendung runder
Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation RCMX 120400 zu über den gesamten
untersuchten Vorschubbereich konstant rissfreien Schnittflächen.
7.1.3 Einfluss des Verschleißzustands
Um den Einfluss des Verschleißzustands auf die Prozesskenngrößen und
Randzonenausbildung zu ermitteln, sind verschlissene Wendeschneidplatten mit
Verschleißmarkenbreiten von VB = 0,1 mm und VB = 0,2 mm zur Bearbeitung eingesetzt
worden. Die Versuche erfolgten mit den Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation
SPUN 120308 aus Feinstkornhartmetall MG12. Die Schnittflächenrauheit wurde durch den
Einsatz verschlissener Wendeschneidplatten nicht beeinflusst. Die gemittelte Rautiefe betrug
bei allen Versuchen etwa Rz = 2 µm. Die Zerspankraftkomponenten steigen erst bei einer
Verschleißmarkenbreite von mehr als VB = 0,1 mm signifikant an. Der Einsatz von
verschlissenen Wendeschneiden mit doppelter Verschleißmarkenbreite von VB = 0,2 mm
bewirkt eine Steigerung der Schnittkraft um etwa 55 % auf Fc = 165 N, während Vorschub
und Passivkraft direkt proportional steigen und mit Ff = 145 N und Fp = 200 N bestimmt
wurden. Dieses Verhalten spiegelt sich auch in den Tiefenverläufen der Vickershärte wider
(vgl. Bild 7-11, links). Hier sind die Tiefenverläufe der Proben, die mit arbeitsscharf
eingesetzten sowie mit VB = 0,1 mm verschlissenen Wendeschneidplatten bearbeitet wurden,
qualitativ gleichwertig.
Die Härtesteigerung direkt an der Oberfläche wird offensichtlich nicht durch den
Verschleißzustand beeinflusst. Die mittleren Härten liegen dicht beieinander im Bereich von
HV = 700 HV0,1 bis 730 HV0,1. Es ist jedoch zu erkennen, dass mit steigender
Verschleißmarkenbreite die Einhärtetiefe und die Aufhärtung in der Analysetiefe von
ta = 18 µm signifikant steigen. Während die Drehbearbeitung mit Wendeschneiden im
Neuzustand zu einer Härtsteigerung von ca. 20 % auf Vickershärten von
HV = 550 HV0,1 bis 570 HV0,1 führt, bewirkt die höhere Kontaktlänge bei mit VB = 0,2 mm
verschlissenem Werkzeug eine Zunahme auf HV = 650 HV0,1 oder 40 % gegenüber der
entsprechenden Grundhärte. Bei mittlerer Verschleißmarkenbreite von VB = 0,1 mm sind
somit Aufhärtung und Einhärtetiefe nahezu gleich den Werten, die bei arbeitsscharfem
Werkzeug erreicht werden. Insbesondere die mit zunehmendem Verschleiß ebenfalls
steigende Schneidkantenverrundung könnte als Ursache für höhere Aufhärtungen und
Einhärtetiefen bei stark verschlissenem Werkzeug mit einer Verschleißmarkenbreite von
VB = 0,2 mm angenommen werden. Aufgrund des kommaförmigen Spanungsquerschnitts
wird mit zunehmender Schneidkantenverrundung in einem größeren Anteil eine kleinere
bezogene Spanungsdicke h’ = h/rβ erreicht. Wie die Versuche zum Einfluss der
Spanungsdicke und Schneidkantenrundung gezeigt haben, steigen hiermit die spezifischen
Zerspankraftkomponenten drastisch an. Der höhere Energieeintrag in die Spanbildungszone
142 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
bewirkt im Bereich geringster Spanungsdicken deutlich höhere Verformungen. Somit
unterliegt auch die Schnittflächenrandzone einer stärkeren plastischen und elastischen
Verformung, woraus sich höhere Gefügefestigkeiten und Härtewerte erklären lassen.
Dies bestätigen auch die oberflächennahen Eigenspannungen (vgl. Bild 7-11, rechts).
Hinsichtlich des Betrags steigen die induzierten Druckeigenspannungen mit zunehmender
Verschleißmarkenbreite progressiv an. Dabei ist der Anstieg in Schnittrichtung (tangential)
deutlich stärker als der in Vorschubrichtung (radial). In Vorschubrichtung bewirkt der
Verschleiß des Werkzeugs bis zu einer Verschleißmarkenbreite von VB = 0,1 mm nahezu
keine Veränderung. Die Druckeigenspannungen betragen etwa
σ
r = -440 MPa. In
Schnittrichtung steigen die Druckeigenspannungen im gleichen Bereich dagegen
betragsmäßig. Die Eigenspannungen wurden hier mit
σ
t = -400 MPa bei arbeitsscharfem
Werkzeug und
σ
t = -520 MPa bei VB = 0,1 mm bestimmt. Die Weiternutzung der Werkzeuge
bis zu einer Verschleißmarkenbreite von VB = 0,2 mm hat zur Folge, dass sich die Beträge der
Druckeigenspannungen in beiden Richtungen auf
σ
r = -510 MPa und
σ
t = -785 MPa erhöhen.
VB = 0,2 mm
neu
VB = 0,1 mm
Plandrehen
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeuge:
Traub TNX65 TiAl TNBV5 SPUN 120308,
stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 30 m/min Schneidstoff: Geometrie:
f= 0,05 mm MG12
a
p
= 0,5 mm
Trockenbearbeitung 0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
-1000
0
Eigenspannungen
σ
r,t
MPa
-400
-800
04020 µm 120
Analysetiefe t
a
0,1 0,2
Verschleißmarkenbreite VB [mm]
300
700
900
Vickershärte HV
HV0,1
600
500
400
neu
60 80
-600
tangential
σ
t
radial
σ
r
F
p
F
c
F
f
Bild 7-11: Tiefenverläufe der Vickershärte HV und oberflächennahe Eigenspannungen in Abhängigkeit vom
Verschleißzustand der Wendeschneidplatten beim Plandrehen
Insgesamt kann festgehalten werden, dass die zunehmende Verschleißmarkenbreite,
einhergehend mit steigender Schneidkantenverrundung, wesentlich zu einer Steigerung der
Beträge der in Schnittrichtung induzierten Druckeigenspannungen führen. Dies korreliert mit
den Ergebnissen aus der Ermittlung der Mikrohärtetiefenverläufe. Im relevanten
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 143
Tiefenbereich von 20 µm liegt die Vickershärte bei einer Verschleißmarkenbreite von
VB = 0,2 mm mit HV = 650 HV0,1 deutlich über dem Wert, der bei arbeitsscharfem und leicht
verschlissenem Werkzeug gemessen wurden. Hier erreicht die Härte Werte im Bereich von
HV = 550 HV0,1 bis 580 HV0,1. Zwischen der Änderung der Zerspankraftkomponenten
insbesondere der Passivkraft, die sich bei Steigerung der Verschleißmarkenbreite von
VB = 0,1 mm auf VB = 0,2 mm um 100 % erhöht und der Änderung der
Druckeigenspannungen lässt sich demnach ein direkter Zusammenhang feststellen.
Alle durch Plandrehen hergestellten Proben weisen in der Schnittflächenrandzone
Druckeigenspannungen auf. Die Randzone der Proben hinsichtlich der erreichten
Oberflächenrauheit, der Einhärtetiefen und Aufhärtung und der induzierten Eigenspannungen
zeigt keine signifikante Beeinflussung durch die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit. Dies
und die Erkenntnis der durch die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit im untersuchten
Bereich von vc = 10 m/min bis vc = 360 m/min nur gering beeinflussten
Spanbildungsmechanismen bestätigen sich gegenseitig. Die mit der Schnittgeschwindigkeit
steigenden Temperaturen, im Wesentlichen hervorgerufen durch Reibung, führen in der
Schnittflächenrandzone zu abnehmenden Druckeigenspannungen in Verbindung mit
geringeren Aufhärtungen und Einhärtetiefen. Ursache hierfür ist die hinsichtlich Ort und Zeit
abnehmende Wirkung der Temperaturerhöhung. Zu berücksichtigen ist hier jedoch der rapide
Verschleißfortschritt der eingesetzten Werkzeuge. Der bei quasistatischer Prozessführung
identifizierte Temperaturgrenzbereich für die Erzeugung von Schnittflächen ohne grobe Risse
von
ϑ
= 300 °C bis 500 °C kann bereits bei konventionellen Schnittgeschwindigkeiten im
Bereich von vc = 30 m/min bis 60 m/min erreicht werden (vgl. Bild 6-21).
Als wesentlicher Einflussparameter auf die Oberflächen- und Randzoneneigenschaften konnte
der Vorschub identifiziert werden. Jedoch ermöglicht der Einsatz runder
Wendeschneidplatten auch bei hohem Vorschub von f = 0,20 mm die Herstellung von
rissfreien Schnittflächen mit geringer Rauheit. Dabei muss berücksichtigt werden, dass die
verwendeten Wendeschneidplatten des Typs RCMX 120400 eine gefaste Schneidkante
aufweisen. Die Fasenbreite übersteigt insbesondere bei den geringen eingestellten
Vorschüben die Spanungsdicke. Somit ist ein effektiv negativer Spanwinkel anzunehmen. Bei
den Experimenten zum Orthogonaldrehen konnte eine Abhängigkeit der
Spanbildungsmechanismen von der bezogenen Spanungsdicke h’ nachgewiesen werden (vgl.
Abschnitt 6.2.2). Analog dazu kann auch hier von einer Steigerung des plastischen
Verformungsvermögens ausgegangen werden, da der Anteil der durch hydrostatischen Druck
beanspruchten Stauzone am Spanungsquerschnitt steigt. Dies zieht höhere Prozesskräfte nach
sich, da bis zu einer Temperatur von
ϑ
= 850 °C keine thermische Entfestigung wirkt. Dies
haben die quasistatischen Experimente bei erhöhter Werkstücktemperatur gezeigt (vgl.
Abschnitt 6.1.1). In Verbindung mit dem großen Eckenradius resultieren geringe Rauheiten,
hohe Einhärtetiefen und Druckeigenspannungen insbesondere in Schnittrichtung.
144 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
7.2 Zerspankraftkomponenten und Standverhalten
Die tribologischen Untersuchungen im Rahmen dieser Arbeit haben gezeigt, dass
insbesondere unbeschichtete Hartmetalle und hochharte Schneidstoffe auf der Basis von
PCBN und Diamant ein hohes Anwendungspotenzial für die spanende Bearbeitung
intermetallischer TiAl-Legierungen aufweisen (vgl. Abschnitt 5). In den Versuchen zum
Orthogonaldrehen (vgl. Abschnitt 6.2) konnte nachgewiesen werden, dass die Steigerung der
Schnittgeschwindigkeit im konventionellen Schnittgeschwindigkeitsbereich, nicht zu einer
signifikanten Änderung der Spanbildungsmechanismen führt. Mit steigender
Schnittgeschwindigkeit wächst jedoch die Temperatur in der Spanbildungszone infolge der
höheren umgesetzten Reibleistung. Darüber hinaus steigen im Schnittgeschwindigkeitsbereich
ab vc = 150 m/min die Kontaktlängen zwischen Span und Spanfläche durch die Erhöhung des
Zusammenhalts der Späne im Bereich der Spanunterseite. Im Folgenden sollen nun die
Einflüsse der kinematischen Einstellgrößen Schnittgeschwindigkeit, Vorschub und
Schnitttiefe auf die Zerspankraftkomponenten und das Standverhalten betrachtet werden.
Die Untersuchungen der Wechselwirkungen zwischen der bezogenen Spanungsdicke h’ und
den Schnittflächeneigenschaften in Abschnitt 6.1.2 haben gezeigt, dass kleine bezogene
Spanungsdicken zu riss- und ausbruchsfreien Schnittflächen bei der Zerspanung der
intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 führen. Der Vorschub beim Außen-Längs-
Runddrehen wird im Algemeinen gemäß Gleichung (7-2) zur Spanungsdicke h in Beziehung
gesetzt. Die Schnitttiefe ap lässt sich abhängig vom Einstellwinkel
κ
über die Gleichung (7-3)
mit der Spanungsbreite b vergleichen [Tön04].
)sin(κ
=h
f (7-2)
)sin(
p
κ
⋅
=
ba (7-3)
fahbA
⋅
=
⋅
=
p (7-4)
Den Übergang zwischen Haupt- und Nebenschneide an rhombischen Zerspanwerkzeugen
bildet die Eckenrundung. Bestimmt wird diese durch den Eckenradius rε. Bei
Wendeschneidplatten liegen meist Eckenradien im Bereich von rε = 0,1 mm bis 3,0 mm vor.
Dagegen zeichnen sich runde Wendeschneidplatten durch einen fließenden Übergang
zwischen Haupt- und Nebenschneide aus. Dieser wird durch den Plattenradius vorgegeben.
Ein fester Einstellwinkel lässt sich hier somit nicht angeben.
Im Bereich des Eckenradius ändern sich der Einstellwinkel und damit die Spanungsdicke
stetig. Die in Abhängigkeit des Einstellwinkels
κ
angegebene Spanungsdicke ist somit nur für
den Hauptschneidenanteil des Spanungsquerschnitts A konstant, wie er bei rhombischen
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 145
Werkzeugen und entsprechender Eingriffsgeometrie vorliegt. Der Spanungsquerschnitt
errechnet sich gemäß Gleichung (7-4) [Tön04].
Wie in Bild 7-12 deutlich zu erkennen ist, erhöht sich die Bogenlänge des im Eingriff
befindlichen Schneidenabschnitts mit wachsendem Eckenradius. Der Spanungsquerschnitt A
ist hierbei konstant. Der Bereich konstanter und gemäß Gleichung (7-2) bestimmter
Spanungsdicke h ist grau hervorgehoben. Man erkennt leicht den mit abnehmender
Schnitttiefe geringer werdenden Einstellwinkel. Gleichzeitig sinkt die Spanungsdicke bis zur
werkstoffabhängigen Schnitteinsatzdicke ab.
r
ε
= 0,8 mm
r
ε
= 6,0 mm
Bereich konstanter Spanungsdicke
gem. Gleichung (7-2)
h
a
p
f
κ
κ
Bild 7-12: Schematische Darstellung des Spanungsquerschnitts in Abhängigkeit vom Eckenradius rε bei
gleichem Vorschub f = 0,20 mm und gleicher Schnitttiefe ap = 1,0 mm sowie einem Einstellwinkel
von
κ
= 75° (maßstäblich vergrößert)
Die in Abschnitt 6 beschriebenen Ergebnisse zur Abhängigkeit der Spanbildung und
Schnittflächenausbildung belegen, dass eine geringe Spanungsdicke h bzw. eine geringe
bezogene Spanungsdicke h’ den Zusammenhalt der Späne und die Rissfreiheit der
Schnittfläche fördert. In Abschnitt 7.1.2 konnte gezeigt werden, dass bei Verwendung runder
Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation RCMX 120400 rissfreie Schnittflächen auch bei
größeren Vorschüben erzeugt werden. Bei den verwendeten Wendeschneidplatten der ISO-
Spezifikation SPUN 120308 traten hingegen bereits bei einem Vorschub von f = 0,05 mm
Querrisse in der Schnittfläche auf. Neben der geringeren effektiven Spanungsdicke wirkt sich
bei Verwendung der Wendeschneidplatten des Typs RCMX vermutlich die Schutzfase positiv
auf die Schnittflächenausbildung aus.
Gleichzeitig sind beim Plandrehen jedoch deutlich höhere Zerspankraftkomponenten
festgestellt worden. Auch beim Außen-Längs-Runddrehen sind zunächst die
Zerspankraftkomponenten in Abhängigkeit der Schnittgeschwindigkeit aufgezeichnet worden.
Die Versuche erfolgten im Trockenschnitt an beiden Gefügemodifikationen der
intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5. Es fand der in Abschnitt 4.3 beschriebene
Messaufbau Anwendung. Gegenübergestellt wurden zunächst die Werkzeugsysteme mit
Wendeschneidplatten aus Feinstkornhartmetall, die in Abschnitt 4.2 erläutert wurden und
bereits beim Plandrehen zum Einsatz kamen. Der Vorschub ist zunächst mit f = 0,10 mm
konstant belassen worden. Die Schnitttiefe betrug ap = 1,0 mm (vgl. Bild 7-13).
146 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Die gemessenen Schnittkräfte liegen im Bereich von Fc = 225 N bis 260 N. Wobei auch hier
im Bereich bis vc = 30 m/min eine leichte Abnahme der Schnittkräfte mit steigender
Schnittgeschwindigkeit zu verzeichnen ist. Darüber hinaus gesteigerte
Schnittgeschwindigkeiten führen dann, wie bereits beschrieben, verschleißbedingt zu höheren
Schnittkräften. Analog zu den Versuchen zum Orthogonal- und Plandrehen zeigen die
Vorschub- und Passivkraft auch hier keine eindeutige Abhängigkeit der
Schnittgeschwindigkeit. Die bestimmten gemittelten Rautiefen Rz sind beim Runddrehen des
stranggepressten Materials etwas geringer mit im Mittel Rz = 2,6 µm als bei dem Material im
Gusszustand. Bei diesem wurde bei den unterschiedlichen untersuchten
Schnittgeschwindigkeiten im Mittel der Versuche Rz = 3,4 µm gemessen.
0
200
400
600
N
1000
Zerspankraftkomponente F
i
1
min
100
Standzeit T
VB0,2
10
Außen-Längs-Runddrehen
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeuge:
Traub TNX65 TiAl TNBV5 SPUN 120308,
Prozessparameter: Gussgefüge RCMX 120400
v
c
= 5 m/min bis 60 m/min stranggepresst
f= 0,10 mm Schneidstoffe: Geometrie:
a
p
= 1,0 mm MG12; H13A
Trockenbearbeitung (Kraftmessung)
und Emulsion p
KSS
= 5 bar (Standzeitversuche) var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
010 30 m/min6020
Schnittgeschwindigkeit v
c
40
stranggepresst
Gussgefüge
Schnittkraft F
c
Vorschubkraft F
f
Passivkraft F
p
RCMX
1 m/min 100010
Schnittgeschwindigkeit v
c
100
0,1
SPUN
RCMX,
strangg.
RCMX,
Gussgef.
F
p
F
f
F
c
F
p
F
f
F
c
Bild 7-13: Zerspankraftkomponenten und Standzeiten in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit beim
Außen-Längs-Runddrehen
Insbesondere die Schnitt- und Passivkraftkomponenten sind beim Drehen mit den runden und
gefasten Wendeschneidplatten des Typs RCMX 120400 deutlich größer im Vergleich zum
Drehen mit konventionellen quadratischen Wendeschneidplatten. Die Passivkraft ist hierbei
zudem die größte Komponente. Ein weiterer Unterschied zum Drehen mit
Wendeschneidplatten der Spezifikation SPUN besteht in den mit zunehmender
Schnittgeschwindigkeit ansteigenden Kraftkomponenten. So betragen die
Zerspankraftkomponenten bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 50 m/min
durchschnittlich Fc = 488 N, Ff = 256 N und F
p = 787 N. Die aus den hohen Kräften
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 147
resultierenden enormen thermomechanischen Belastungen der Werkzeugschneide führen zu
einem Totalversagen des Werkzeugs innerhalb von wenigen Sekunden. Die gebildeten Späne
sind durch schmale und zusammenhängende Segmente gekennzeichnet. Die Scherflächen
sind glattflächig und lang, dies lässt auf geringe Scherwinkel und hohe Temperaturen
schließen.
Bei den im Trockenschnitt durchgeführten Versuchen ist der Verschleißfortschritt sehr
schnell. Darüber hinaus haben die Versuche zum Orthogonaldrehen gezeigt, dass die
Steigerung der Schnittgeschwindigkeit und damit der Temperaturen keine signifikante
Änderung der Spanbildungsmechanismen bewirkt (vgl. Abschnitt 6.2.1). Daher sind die
weiteren Versuche zur Ermittlung der Standhaltigkeit der Werkzeuge mit konventioneller
Kühlschmierung erfolgt. Eingesetzt wurde eine 5 %-ige Emulsion mit einem KSS-Druck von
pKSS = 5 bar. Als Werkstückwerkstoffe fanden sowohl die stranggepresste Modifikation als
auch das Gussmaterial der TiAl-Legierung TNBV5 Anwendung. Dies ermöglicht einen ersten
Vergleich des Einflusses der Werkstückvorbehandlung und Werkstoffeigenschaften.
Die Standzeiten liegen in doppeltlogarithmischer Darstellung nahezu auf einer Geraden. Es
kann also ein entsprechender Potenzialansatz zu Beschreibung der Abhängigkeit zwischen
Schnittgeschwindigkeit und Standzeit verwendet werden. Auch ist der Unterschied zwischen
den Versuchen zum Drehen der gegossenen und stranggepressten Gefügemodifikation gering.
Die im Vergleich zum stranggepressten Material etwas geringere Festigkeit des
Gusswerkstoffs wirkt sich vermutlich aufgrund der höheren Korngrößen und damit noch
stärkeren dynamischen Zerspankräfte nicht positiv auf die erreichbaren Standzeiten aus.
Hinsichtlich der Schruppbearbeitung mit Wendeschneidplatten aus Hartmetall sollte demnach
auch bei Flutungskühlschmierung die Schnittgeschwindigkeit den Wert von 40 m/min nicht
überschreiten. Hier beträgt die Standzeit im Durchschnitt der jeweils drei durchgeführten
Versuche noch TVB0,2 = 7 min. Dies entspricht einem Standvolumen von VVB0,2 = 28 cm3. Die
maximalen Standvolumina sind mit Wendeschneidplatten der Spezifikation RCMX bei einer
Schnittgeschwindigkeit von 30 m/min mit fast VVB0,2 = 55 cm3 bei einer Standzeit von
TVB0,2 = 18,3 min erreicht worden. Die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf 50 m/min
führt zu einem Absinken der Standzeiten auf etwa TVB0,2 = 1 min. Bei einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min versagten die Schneiden trotz Kühlschmierung
bereits nach wenigen Sekunden. Die Verschleißerscheinungsformen ändern sich in diesem
Schnittgeschwindigkeitsbereich deutlich (vgl. Bild 7-14).
Zunächst erfolgt der Verschleiß durch Schneidkantenversatz. Mit steigender
Schnittgeschwindigkeit nimmt der Anteil an Freiflächenverschleiß deutlich zu. Es bilden sich
zudem Aufschmierungen, die die Reibung zwischen Werkstück und Werkzeug verstärken.
Bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min versagen die Wendeschneidplatten
spontan durch großflächige Ausbrüche.
148 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
In Ergänzung zu den Versuchen mit unbeschichteten Wendeschneidplatten aus Hartmetall
sind auch verschiedene keramische Dünnschichtsysteme hinsichtlich ihrer Eignung zur
Steigerung der erreichbaren Standzeiten beim Drehen der TiAl-Legierung TNBV5 untersucht
worden. Jedoch konnten auch die bereits in den tribologischen Modellversuchen (vgl.
Abschnitt 5) getesteten Beschichtungen auf der Basis von TiAlN, CrN, ZrN und
AlTiCrN+CBC keine signifikante Verbesserung des Standverhaltens der eingesetzten
Wendeschneidplatten der Spezifikation SPUN 120308 bewirken. Neben unzureichender
Kantenfestigkeit reicht die geringe Dicke der Beschichtungen für eine dauerhaft wirksame
Wärmespreizung nicht aus.
Außen-Längs-Runddrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 40 m/min bis 60 m/min
f= 0,05 mm, a
p
= 1,0 mm
Emulsion p
KSS
= 5 bar
Werkzeug:
RCMX 120400
Schneidstoff:
H13A
Geometrie:
v
c
= 40 m/min 100 µm100 µm
6,0 mm90°75°0°7°0°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
6,0 mm90°75°0°7°0°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
v
c
= 50 m/min 200 µm200 µm v
c
= 60 m/min 200 µm200 µm
F
p
F
f
F
c
F
p
F
f
F
c
Bild 7-14: Verschleißerscheinungsformen in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit beim Drehen des
stranggepressten Werkstückwerkstoffs
Daher sind auch Wendeschneidplatten mit Decklagen aus PCBN und PKD zum Außen-
Längs-Runddrehen verwendet worden. Deren Potenzial konnte in ersten
Zerspanuntersuchungen zum Außen-Rund-Längsdrehen der γ-MET-Legierung Ti-46.8Al-
1Mo-0.2Si nachgewiesen werden. Hier sind verschiedene PCBN-Systeme und ein PKD
Schneidstoff beim Schlichtdrehen mit Schnittgeschwindigkeiten von vc = 100 m/min und
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 149
vc = 200 m/min und einem Vorschub von f = 0,02 mm bei einer Schnitttiefe von 0,2 mm
eingesetzt worden [Uhl06]. Insbesondere feinkörnige Sorten PCBN als auch PKD mit Kobalt
als Bindephase konnten hier bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 100 m/min im
Trockenschnitt noch eine Standzeit von etwa TVB0,2 = 3 min erreichen.
In Anlehnung an diese Ergebnisse ist der Vorschub beim Drehen der TiAl-Legierung TNBV5
auf f = 0,05 mm reduziert worden, um die nominellen Schneidkantenbelastungen zu
verringern. In Bild 7-15, links sind die mit verschiedenen Schneidstoffen erzielten
Standzeiten beim Drehen des im Gusszustand vorliegenden Werkstückwerkstoffs
gegenübergestellt.
Außen-Längs-Runddrehen
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeuge:
Traub TNX65 TiAl TNBV5 SPUN 120308,
Prozessparameter: Gussgefüge, RCMX120400,
vc= 60 m/min bis 180 m/min stranggepresst RNGN 090300
f= 0,05 mm Schneidstoffe: Geometrie:
ap= 1,0 mm MG12, H13A,
Emulsion pKSS = 5 bar CTM302, DCC500,
DBW85 var.90°75°0°var.var.
rε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
var.90°75°0°var.var.
rε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
Schneidstoff
0,1
1
10
Standzeit TVB = 0,2
min
SPUN MG12
RCMX H13A
SPUN DBW85
SPUN DCC500
SPUN CTM302
RNGN DBW85
RNGN DCC500
RNGN CTM302
vc= 60 m/min
FpFf
Fc
FpFf
Fc
1
min
100
Standzeit TVB0,2
10
1 m/min 100010
Schnittgeschwindigkeit vc
100
0,1
SPUN
CTM302
strangg.
RNGN
CTM302
Gussgef.
RNGN
DBW85
Gussgef.
Bild 7-15: Standzeiten in Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit und des Schneidstoffs beim Außen-
Längs-Runddrehen der intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 in gegossenem (links) und
beiden untersuchten Gefügezuständen (rechts)
Die keramische TiC-Binderphase des Schneidstoffs DCC500 führt auch hier zu einem
schnellen Versagen der Werkzeuge. Dies korreliert mit den in Abschnitt 5.2 vorgestellten
Ergebnissen der tribologischen Untersuchungen. Die Reduzierung des Vorschubs um 50 %
auf f = 0,05 mm bewirkt, dass auch die Wendeschneidplatten aus unbeschichtetem Hartmetall
Standzeiten von etwa TVB0,2 = 1 min (SPUN MG12 und RCMX H13A) erreichen. Die längste
Standzeit wird mit TVB0,2 = 6 min durch die runden Wendeschneidplatten mit dem PCBN-
Schneidstoff DBW85 erzielt. Dies entspricht einem Standvolumen von VVB0,2 = 18 cm3. Die
150 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Wendeschneidplatten nach ISO-Spezifikation RNGN090300 wurden mit neutraler Geometrie
und scharfer Schneidkante (Typ F) eingesetzt.
Die PKD-Wendeschneidplatten der Sorte CTM302 und gleicher Geometrie (RNGN090300)
erreichen mit einer Standzeit von im Durchschnitt TVB0,2 = 3,4 min (entsprechend einem
Standvolumen von VVB0,2 = 10,2 cm3) bei sehr geringer Streuung der Einzelwerte ebenfalls
noch ein gutes Ergebnis. Zur Ermittlung des Einflusses der Schnittgeschwindigkeit auf das
Standverhalten sind dann runde Wendeschneidplatten aus PCBN DBW85 und PKD CTM302
beim Außen-Längs-Runddrehen des TiAl-Werkstoffs TNBV5 im Gusszustand eingesetzt
worden. Die in Bild 7-14, rechts dargestellten Ergebnisse stellen die Mittelwerte aus erneut je
drei Versuchen dar. Die Streuung der Messwerte war bei allen Versuchen gering.
Gegenübergestellt sind zudem Ergebnisse, die beim Drehen des stranggepressten
Werkstückwerkstoffs mit PKD-Wendeschneidplatten aus CTM302 in SPUN-Spezifikation
ermittelt wurden.
Die Abhängigkeit der Standzeiten von der Schnittgeschwindigkeit lässt sich im Fall der
Wendeschneidplatten mit den PCBN-Decklagen in doppeltlogarithmischer Darstellung durch
eine Gerade approximieren (vgl. Bild 7-15, rechts). Somit kann auch hier ein entsprechender
Potenzialansatz mit einem Exponenten von mT = -3,4 zur Beschreibung verwendet werden.
Die Wendeschneidplatten mit den Decklagen aus dem PKD der Sorte CTM302 zeigen ab
einer Schnittgeschwindigkeit von 120 m/min ein ähnliches Verhalten mit Exponenten von
mT = -2,9 für die runden Wendeschneidplatten beim Drehen des Gussmaterials und mT = -3,1
für die Wendeschneidplatten in SPUN-Ausführung beim Drehen des stranggepressten
Materials. Für Schnittgeschwindigkeiten im Bereich zwischen vc = 60 m/min und
vc = 120 m/min kann kein einheitliches Verhalten der Wendeschneidplatten mit PKD-
Decklage festgestellt werden.
Die PKD-Wendeschneidplatten in der ISO-Spezifikation SPUN 120308 mit einem
Eckenradius von rε = 0,8 mm zeigen beim Außen-Längs-Runddrehen des stranggepressten
Werkstückwerkstoffs zunächst nur eine Abnahme der erreichbaren Standzeiten mit
zunehmender Schnittgeschwindigkeit. Bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min
konnte hier noch eine Standzeit von TVB0,2 = 8 min mit einem entsprechendem Standvolumen
von 24 cm3 werden. Gegenüber runden Wendeschneidplatten aus Hartmetall konnte hier die
Standzeit auf das 8fache gesteigert werden. Bei einer Schnittgeschwindigkeit von
vc = 120 m/min beträgt die Standzeit noch TVB0,2 = 6 min oder einem Standvolumen von
36 cm3.
Die Wendeschneidplatten wiesen keine eingelöteten Schneideinsätze auf. Vielmehr war die
Hartstofflage vollflächig auf dem Hartmetallträger aufgebracht. Bis zu einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 120 m/min führt die hohe Wärmeleitfähigkeit des
Schneidstoffs Diamant in Verbindung mit der großen Oberfläche vermutlich zu einer
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 151
ausreichenden Wärmeabfuhr aus der Kontaktzone zwischen Span und Spanfläche. Deshalb
kommt es nicht zu einem Wärmestau und der Verschleißfortschritt ist stetig. Die in den
Modellversuchen zum Orthogonalspanen nachgewiesene Steigerung des Zusammenhalts der
Späne mit der Schnittgeschwindigkeit im Bereich um vc = 150 m/min und die konstant hohen
Schnitt- und Passivkräfte führen dann jedoch zu einer überkritischen thermomechanischen
Belastung der Schneidkante. Es kommt somit wie bei den Wendeschneiden aus PCBN, deren
Wärmeleitfähigkeit geringer ist, auch hier mit steigender Schnittgeschwindigkeit zu einer
starken Abnahme der Standzeiten und Standvolumina.
Insgesamt kann die bessere Wärmeabfuhr bei den vollständig mit PKD belegten
Wendeschneidplatten als Ursache für die längeren Standzeiten im Vergleich zu den
Ergebnissen mit Wendeschneidplatten mit PCBN-Decklagen angesehen werden. So werden
bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 180 m/min mit den SPUN-Wendeschneidplatten
aus CTM302 beim Drehen des stranggepressten Materials noch TVB0,2 = 1,7 min und mit den
runden RNGN-Wendeschneidplatten beim Drehen des Materials im Gusszustand noch
TVB0,2 = 1,0 min erreicht.
Die Wendeschneidplatten mit Decklagen aus dem PCBN der Sorte DBW85 stehen die
thermomechanischen Belastungen beim Drehen des Gussmaterials mit einer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 180 m/min nur noch etwa 10 s durch. Bereits nach dieser
kurzen Zeit wird eine maximale Verschleißmarkenbreite von VBmax = 0,2 mm erreicht. Neben
Kerbverschleiß kommt es zu Schneidkantenversatz und Freiflächenverschleiß in Form einer
Verschleißmarke.
Die REM-Aufnahmen in Bild 7-16 zeigen die Wendeschneidplatten nach Erreichen des
Standkriteriums beim Drehen der TiAl-Legierung TNBV5 im Gusszustand. Die Bereits bei
einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min sind an den verwendeten
Wendeschneidplatten deutliche Unterschiede hinsichtlich der Verschleißerscheinungsformen
erkennbar. Der mit nur 50 Vol.-% geringere Hartstoffanteil in der Decklage aus dem PCBN
DCC500 führt hier im Gegensatz zu den Werkzeugen mit Decklagen aus DBW85 mit einem
Hartstoffanteil von 85 Vol.-% und CTM302 mit 92 Vol.-% zu einem starken Kerbverschleiß.
Bei den Wendeschneidplatten mit DBW85 tritt Schneidkantenversatz auf. An der Span- und
der Freifläche zeigen sich Anhaftungen von TiAl. Zudem zeigen sich deutliche Verfärbungen
die als Brandspuren beschrieben werden können. Die Werkzeuge mit einer Decklage aus dem
PKD CTM302 zeigten dagegen kaum Aufschmierungen. Auch hier trat der Verschleiß in
Form von Schneidkantenversatz auf. Die Freifläche zeigt keinen abrasiv bedingten Verschleiß
in Form einer Verschleißmarke. Der in Eingriff befindliche Abschnitt der Freifläche erscheint
deutlich heller. Dies setzt sich bis in den Hartmetallgrundkörper fort.
152 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
DBW85, v
c
= 60 m/min 200 µm
DBW85, v
c
= 60 m/min 200 µm200 µm
Außen-Längs-Runddrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, Gusszustand
Prozessparameter:
v
c
= 60 m/min und 180 m/min
f= 0,05 mm, a
p
= 1,0 mm
Emulsion p
KSS
= 5 bar
Werkzeug:
RNGN 120308
Schneidstoffe:
DBW85,
DCC500,
CTM302
Geometrie: 4,5 mm90°75°0°6°-6°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
4,5 mm90°75°0°6°-6°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
DCC500, v
c
= 60 m/min 200 µm
DCC500, v
c
= 60 m/min 200 µm200 µm CTM302, v
c
= 60 m/min 200 µm
CTM302, v
c
= 60 m/min 200 µm200 µm
DBW85, v
c
= 180 m/min 200 µm
DBW85, v
c
= 180 m/min 200 µm200 µm DCC500, v
c
= 180 m/min 200 µm
DCC500, v
c
= 180 m/min 200 µm200 µm
F
p
F
f
F
c
F
p
F
f
F
c
F
p
F
f
F
c
Bild 7-16: Wendeschneidplatten mit Decklagen aus hochharten Schneidstoffen nach Erreichen des
Standkriteriums beim Außen-Längs-Runddrehen der TiAl-Legierung TNBV5 im Gusszustand
Dies Steigerung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 180 m/min führt bei den
Wendeschneidplatten mit einer Decklage aus dem PKD CTM302 zu einem Totalversagen
durch großvolumige Ausbrüche. In Bild 7-16 sind daher nur PCBN-Wendeschneidplatten
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 153
gegenübergestellt. Auch hier lassen sich Vorteile des höheren Hartstoffanteils und des
Fehlens von Titan im Bindermaterial erkennen. Die entsprechenden Wendeschneidplatten mit
Decklagen aus DBW85 zeigen Kerbverschleiß und Schneidkantenversatz.
Der Verschleißangriff zeichnet sich zudem durch die Bildung einer Verschleißmarke aus.
Großflächige Aufschmierungen sind dagegen nicht erkennbar. Dagegen versagen die
Wendeschneidplatten mit DCC500 Decklagen durch Blankbremsung. Hier wirkt sich
vermutlich der Anteil an Titan im Binder besonders nachteilig aus.
Beim Außen-Längs-Runddrehen des stranggepressten Materials zeigen die
Verschleißerscheinungsformen an den verwendeten Wendeschneidplatten aus dem PKD
CTM302 ebenfalls eine deutliche Geschwindigkeitsabhängigkeit. Bei
Schnittgeschwindigkeiten von vc = 60 m/min und vc = 90 m/min tritt vermehrt Kerbverschleiß
auf. Bei Überschreiten eines kritischen Kerbverschleißes im Bereich der Belegungsdicke des
Hartstoffs von 0,5 mm versagen die Wendeschneidplatten bei diesen
Schnittgeschwindigkeiten durch großvolumige Ausbrüche (vgl. Bild 7-17, oben). Gleichzeitig
erfolgt ein geringer und stetiger Verschleiß durch Schneidkantenversatz. Die Kontaktzone
zwischen Span und Spanfläche ist durch Aufschmierungen von Werkstückwerkstoff
gekennzeichnet. Die tribologischen Untersuchungen (vgl. Abschnitt 5.3) ergaben keinen
Hinweis auf die Diffusion von Titan oder Aluminium aus dem Werkstückwerkstoff in die
Schneiden mit PKD-Decklagen der Sorte CTM302. Die hohe Affinität zwischen Titan und
Kohlenstoff führt jedoch, wie in den Reibversuchen gezeigt werden konnte, zur Bildung fest
haftender Verbindungen. Diese können als selbstinduzierte Beschichtungen aufgefasst
werden. Im mittleren Schnittgeschwindigkeitsbereich von vc = 60 m/min bis 120 m/min
könnten diese zur Wärmespreizung beitragen und fördern so die Kühlung des im Eingriff
befindlichen Schneidenbereichs. Hieraus resultiert, wie rechts in Bild 7-15 zu erkennen ist,
eine deutlich geringere Abnahme der Standzeiten mit steigender Schnittgeschwindigkeit.
Die Erhöhung der Schnittgeschwindigkeit auf vc = 120 m/min bis 150 m/min bewirkt einen
Übergang zu einem stetigen Schneidkantenversatz. Mit zunehmender Schnittgeschwindigkeit
scheint der Anteil des Freiflächenverschleißes zu steigen und die Aufschmierungen werden
geringer. Der Verschleißangriff ist nun sehr gleichmäßig und entsprechend des
Spanungsquerschnitts ausgeprägt. Der Schneidenanteil im Bereich des Eckenradius
determiniert die Schnittflächen- und Randzonenbeeinflussung. Bei Erreichen des
Standkriteriums von VB = 0,2 mm ist die Verschleißmarkenbreite in diesem Bereich der
Schneide jedoch sehr gering. Daher kann in diesem Schnittgeschwindigkeitsbereich eine
höhere Verschleißmarkenbreite als Standkriterium verwendet werden. Dies birgt jedoch die
Gefahr eines spontanen Werkzeugversagens durch großvolumige Ausbrüche.
Bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 180 m/min tritt massiver Schneidkantenversatz und
Freiflächenverschleiß auf. Zudem kommt es zur Ablagerung von Reaktionsprodukten auf den
154 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Span- und Freiflächen. Die thermische Schädigung der Schneide kann an farblichen
Veränderungen bis zu einem Abstand von 1 mm von der Schneidkante festgestellt werden.
v
c
= 60 m/min 100 µm
v
c
= 60 m/min 100 µm100 µm
Außen-Längs-Runddrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Prozessparameter:
v
c
= 60 m/min bis 180 m/min
f= 0,05 mm, a
p
= 1,0 mm
Emulsion p
KSS
= 5 bar
Werkzeug:
SPUN 090308
Schneidstoffe:
CTM302
Geometrie:
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0,8 mm90°75°0°6°5°
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
v
c
= 90 m/min 100 µm
v
c
= 90 m/min 100 µm100 µm v
c
= 120 m/min 100 µm
v
c
= 120 m/min 100 µm100 µm
v
c
= 150 m/min 100 µm
v
c
= 150 m/min 100 µm100 µm v
c
= 180 m/min 100 µm
v
c
= 180 m/min 100 µm100 µm
F
p
F
f
F
c
F
p
F
f
F
c
F
p
F
f
F
c
Bild 7-17: Einfluss der Schnittgeschwindigkeit auf die Verschleißerscheinungsformen beim Drehen der TiAl-
Legierung TNBV5 in stranggepresstem Gefügezustand mit Wendeschneidplatten mit einer
Decklage aus dem PKD CTM302
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 155
Bereits bei konventioneller Schnittgeschwindigkeit treten beim Drehen der intermetallischen
TiAl-Legierung TNBV5 lokal sehr hohe Temperaturen auf wie die Untersuchungen in
Abschnitt 6.2 gezeigt haben. Diese führen zu thermischer Erweichung der Schneidstoffe und
so zu Verschleiß durch Schneidkantenversatz. Der größte Verschleiß durch
Schneidkantenversatz konnte im Übergang von Hauptschneide zum Eckenradius festgestellt
werden. Als Ursache lässt sich ein hier auftretender Wärmestau anführen. Zur vollständigen
Duktilisierung des Werkstückwerkstoffs ist jedoch eine gleichmäßig verteilte Erwärmung der
Spanbildungszone auf über
ϑ
= 800 °C notwendig. Dies ist anhand der quasistatisch
durchgeführten Versuche (vgl. Abschnitt 6.1.1) nachgewiesen worden. Bisher sind keine
Schneidstoffe im industriellen Einsatz, die in Verbindung mit Titan entsprechende
Warmhärten und chemische Beständigkeiten aufweisen.
Die Trockenbearbeitung kann vor dem Hintergrund einer angestrebten Duktilisierung des
Werkstückwerkstoffs nicht empfohlen werden, da hier lediglich die Standzeiten signifikant
beeinflusst werden. Auch die Nutzung von Innenkühlsystemen erscheint aufgrund der
geringen Spanungsquerschnitte und Kontaktlängen nicht zu deutlichen Standzeit- und
Wirtschaftlichkeitsvorteilen zu führen. Der Einsatz hochharter Schneidstoffe auf der Basis
von Diamant ermöglicht bei konventioneller Flutungskühlschmierung die Steigerung der
maximalen Schnittgeschwindigkeiten. Aber auch hier sollte ausreichend Kühlschmiermittel
zugeführt werden.
In Ergänzung zu den Versuchen zum Einfluss der Schnittgeschwindigkeit auf die
Zerspankräfte und Standzeiten wurde auch der Vorschub variiert. Einsatz fanden
Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation SPUN 120308 aus dem Feinstkornhartmetall
MG12. Die Schnittgeschwindigkeit betrug bei diesen Versuchen vc = 30 m/min. Die
Schnitttiefe wurde auf ap = 1,0 mm eingestellt. Im gesamten untersuchten Bereich von
f = 0,02 mm bis 0,20 mm steigen die Schnittkräfte nahezu proportional mit dem Vorschub an.
Im Vergleich zu den Ergebnissen, die beim Plandrehen aufgenommen wurden (vgl.
Abschnitt 7.1.2, Bild 7-5), wirkt sich die Steigerung der Schnitttiefe hier nahezu proportional
auf die Schnittkräfte aus. Die Schnittkraft steigt stetig von Fc = 120 N bei einem Vorschub
von f = 0,02 mm auf Fc = 420 N bei f = 0,20 mm.
Die Vorschub- und Passivkräfte steigen dagegen nur geringfügig mit dem Vorschub an.
Ähnlich zu den Versuchen zum Plandrehen tritt bei einem Vorschub von f = 0,05 mm ein
Minimum hinsichtlich beider Kraftkomponenten auf. Die Vorschubkraft beträgt Ff = 134 N
während die Passkomponente Fp = 126 N erreicht. Im Unterschied zum Plandrehen stimmen
die Verläufe der Vorschub- und Passivkräfte im gesamten untersuchten Vorschubbereich
nahezu überein. Als Ursache kann eine geringere elastische Werkstückverformung durch den
größeren Querschnitt beim Außen-Längs-Runddrehen angesehen werden. Bei einem
156 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Vorschub von f = 0,20 mm treten Vorschub- und Passivkräfte von Ff = 175 N und Fp = 190 N
auf.
Analog zu dem in Abschnitt 6 vorgestellten Modell zur Berechnung der Schnittkräfte in
Abhängigkeit der bezogenen Spanungsdicke kann auch hier die Schnittkraft kalkuliert
werden. Da hier jedoch kein Orthogonalschnitt vorliegt, ist die Berücksichtigung weiterer
Parameter erforderlich. Die Schnittkraft setzt sich aus dem Hauptschneiden- und den
Eckenradiusanteil zusammen. Nach Gleichung (6-11) lässt sich dann für den
Hauptschneidenanteil FHS ableiten:
()
()
()()
c
c
r
β
β
mrεεpHS sin
2
1
cos( m
m
f
r
r
RfrraF −
−
⋅
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⋅⋅⋅⋅−−=
κκ
(7-5)
Vereinfachend wird zudem ein idealer Kreisbogen für die Abbildung des im Eingriff
befindlichen Eckenradius angenommen. Für die näherungsweise Bestimmung des
Eckenradiusanteils der Schnittkraft ist eine Zerlegung des Eckenradius notwendig. Nur so
lässt sich die in Richtung Nebenschneide abnehmende Spanungsdicke berücksichtigen.
Hierzu wird der Einstellwinkel in 10 Inkremente unterteilt. Ausgehend vom Schnittpunkt
zweier aufeinander folgender Vorschubbahnen können dann mit Gleichung (7-6) die
Schnittkraftinkremente Fi errechnet werden. Der Schnittpunkt der Vorschubbahnen wird
durch den halben Wert des Vorschubs bestimmt und der dazugehörige Winkel mit
κ
0
bezeichnet.
c
i
i
c
1
0r
0
0r
ε
β
β
m
10,...,1
i10
sin
101802
1
m
h
b
m
iifr
r
r
RF
−
=
=
−
=⎟
⎟
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎜
⎜
⎝
⎛
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛−
⋅+⋅⋅
⎟
⎠
⎞
⎜
⎝
⎛−
⋅⋅⋅
⎟
⎟
⎠
⎞
⎜
⎜
⎝
⎛
⋅=
44443444421
444344421
κκ
κ
κκπ
(7-6)
Durch Aufsummieren der Kraftinkremente lässt sich nun die Schnittkraft Fcber in
Abhängigkeit des Vorschubs zurückrechnen. In Bild 7-18 sind die für die diskreten
Vorschübe berechneten Schnittkräfte den experimentell bestimmten Werten gegenüber
gestellt. Die Übereinstimmung ist als gut zu bewerten. Es bestätigt sich der in Abschnitt 6
hergeleitete verwendete Ansatz zur Verwendung der kritischen Schubspannung nach TRESCA
1/2·Rm, des aus der ebenen Scherung abgeleiteten Exponenten mc = 0,39 und der
Berücksichtigung der bezogenen Spanungsdicke. Dabei wurde eine Schneidkantenrundung
von rβ = 0,010 mm angesetzt da die Werkzeuge aus unbeschichtetem Hartmetall unmittelbar
nach Schnitteinsatz Aufschmierungen und geringe Schneidkanterverrundung zeigten. Aus
dem Diagramm lässt sich ableiten, dass im mittleren Vorschubbereich tendenziell zu hohe
Schnittkräfte berechnet werden. Für den kleinsten und den größten Vorschub waren dagegen
die gemessenen Schnittkräfte höher als die kalkulierten Werte. Insgesamt erlaubt der
verwendete Ansatz eine hinreichende Vorhersage der zu erwartenden Schnittkräfte für die
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 157
Zerspanung der intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 in stranggepresster
Gefügemodifikation.
Um das Potenzial der Vorschubsteigerung zur Erhöhung des Standvolumens oder der
Standzeiten zu ermitteln, wurde der Vorschub bei den erfolgten Standzeitversuchen von
f = 0,05 mm auf f = 0,10 mm verdoppelt. Die Versuche erfolgten an der TiAl-Legierung im
Gusszustand. Eingesetzt wurden Wendeschneidplatten aus Feinstkornhartmetall der ISO-
Spezifikationen SPUN 120308 und RCMX 120400 und runde Wendeschneidplatten der
Spezifikation RNGN090300 mit PCBN-Decklagen aus DBW85. Die Schnittgeschwindigkeit
wurde in Anlehnung an die bereits dargestellten Ergebnisse auf vc = 30 m/min und
vc = 60 m/min eingestellt. Die Versuche erfolgten jeweils in dreifacher Wiederholung. Auch
bei diesen Versuchen kam konventionelle Kühlschmierung mit 5 %-iger Emulsion und einem
KSS-Druck von pKSS = 5 bar zum Einsatz.
0
240
360
N
600
Zerspankraftkomponenten Fi
120
0 0,05 0,15 mm 0,250,10
Vorschub f
Außen-Längs-Runddrehen
Versuchsanlage:
Traub TNX65
Messsystem:
3-K-Dynamometer 9153A20
Werkstoff:
TiAl TNBV5, stranggepresst
Werkzeug:
SPUN 120308
Schneidstoffe:
MG12
Prozessparameter:
vc= 30 m/min
f= 0,05 mm bis 0,20 mm
ap= 1,0 mm
Trockenbearbeitung
Geometrie:
0,8 mm90°75°0°6°5°
rε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
0,8 mm90°75°0°6°5°
rε
ε
r
κ
r
λ
s
α
o
γ
o
FpFf
Fc
FpFf
Fc
Schnittkraft Fc
Vorschubkraft Ff
Passivkraft Fp
berechnete Schnittkraft Fcber
Bild 7-18: Zerspankraftkomponenten und berechnete Schnittkraft in Abhängigkeit vom Vorschub
Bei Verwendung der SPUN-Wendeschneidplatten aus Feinstkornhartmetall reduziert sich bei
einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 30 m/min die Standzeit bei Verdopplung des
Vorschubs von f = 0,05 mm auf f = 0,10 mm von TVB0,2 = 18,5 min auf TVB0,2 = 7,8 min. Das
erreichbare Standvolumen VVB0,2 sinkt gleichzeitig jedoch von VVB0,2 = 27,7 cm3 auf
VVB0,2 = 23,3 cm3. Ein noch höheres Standvolumen beim Runddrehen lässt sich mit den
RCMX-Wendeschneidplatten erzielen. Hier verringert sich die Standzeit bei gleicher
Schnittgeschwindigkeit nur von TVB0,2 = 25,9 min bei einem Vorschub von f = 0,05 mm auf
TVB0,2 = 18,3 min bei f = 0,10 mm. Somit steigt hier bei Verdopplung des Vorschubs das
erreichbare Standvolumen von VVB0,2 = 19,4 cm3 auf VVB0,2 = 54,9 cm3.
158 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Die in Abschnitt 7.1 diskutierten Versuche zum Plandrehen ergaben zudem, dass die
Schnittflächen und Randzonen bei Verwendung runder Wendeschneidplatten auch bei
vergleichsweise hohem Vorschub von f = 0,20 mm keine groben Risse und Ausbrüche
zeigten. Somit kann bei geeigneter Werkstückgeometrie durch Steigerung des Vorschubs eine
Verbesserung der Wirtschaftlichkeit der Drehbearbeitung erzielt werden.
Bei der Variation des Vorschubs sind die Unterschiede hinsichtlich der
Verschleißerscheinungsformen lediglich graduell. Die Neigung zur Ablagerung von
Reaktionsprodukten auf der Spanfläche steigt deutlich. Bei beiden eingesetzten Vorschüben
treten aufgrund der starken thermischen Beeinträchtigung an den Freiflächen deutliche
farbliche Veränderungen auf.
Bei einer Schnittgeschwindigkeit von vc = 60 m/min sind die Standzeiten bei Verwendung
von Wendeschneidplatten aus Hartmetall bereits bei geringen Vorschüben von f = 0,05 mm
sehr gering. Bei diesen Parametern konnten die höchsten Standzeiten mit runden
Wendeschneidplatten mit einer PCBN-Decklage der Sorte DBW85 erreicht werden. Die
Verdopplung des Vorschubs von f = 0,05 mm auf f = 0,10 mm hat hier jedoch zur Folge, dass
sich die Standzeit von ca. TVB0,2 = 6 min auf TVB0,2 = 1 min reduziert. Somit sinkt das
erreichbare Standvolumen hier von VVB0,2 = 18 cm3 auf VVB0,2 = 6 cm3. Die schlechtere
Wärmeabfuhr aus der Kontaktzone zwischen Span und Spanfläche führt zu einem
beschleunigten thermisch bedingten Schneidkantenversatz. Zudem steigt der Anteil des
Kerbverschleißes im Bereich der maximalen Spanungsdicke. Ursächlich sind hierfür
vermutlich die höheren nominellen Zerspankräfte und der wachsende dynamische Anteil.
Gleichung (7-3) ermöglicht die Zuordnung der Schnitttiefe zur Spanungsbreite. Hinsichtlich
des Zeitspanungsvolumens lässt sich ebenfalls ein linearer Zusammenhang ableiten. Zur
Untersuchung des Standverhaltens der Werkzeuge wurde die Schnitttiefe mit ap = 0,5 mm und
ap = 1,0 mm eingestellt. Die Versuche erfolgten mit den Wendeschneidplatten der ISO-
Spezifikation SPUN 120308. Die kinematischen Schnittparameter betrugen vc = 30 m/min
und f = 0,05 mm. Der Einstellwinkel betrug
κ
= 75°. Somit ergibt sich ein
Spanungsquerschnitt gemäß Bild 7-12, links. Bei den so eingestellten geometrischen und
kinematischen Zerspanparametern ist nur der Bereich des Eckenradius zwischen Haupt- und
Nebenschneide im Eingriff. Die Halbierung der Schnitttiefe auf ap = 0,5 mm führt zu einer
Steigerung der Standzeit auf TVB0,2 = 38 min. Das Standvolumen verändert sich hierbei jedoch
kaum da die Standzeit etwa doppelt so hoch ausfällt im Vergleich zu den Versuchen mit einer
Schnitttiefe von ap = 1,0 mm. Auch die Oberflächengüte verändert sich nicht. Bei beiden
Parameterkombinationen erreicht die gemittelte Rautiefe werte von Rz = 2 µm. Mit
Steigerung der Schnitttiefe erhöhen sich die nominellen Zerspankräfte nahezu proportional.
Eine Steigerung der Schnitttiefe über ap = 1,0 mm hinaus führt bei Wendeschneidplatten der
ISO-Spezifikation SPUN 120308 jedoch zu erhöhtem Kerbverschleiß. Mit runden
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 159
Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation RCMX 120400 konnten intermetallische
Titanaluminide auch mit größeren Schnitttiefen erfolgreich bearbeitet werden. Hierbei sind
die sehr hohen Passivkräfte zu beachten, die eine Außen-Längs-Runddrehbearbeitung kleiner
Werkstückdurchmesser erschweren.
In den die Schnittflächenausbildung determinierenden Schneidenbereichen Schneidenecke
und Nebenschneide werden bei der Bearbeitung mit großen Eckenradien oder runden
Wendeschneidplatten aufgrund der geringen bezogenen Spanungsdicken h’ = h/rβ hohe
Umformgrade erreicht. Eine duktile Bearbeitung ohne grobe Rissbildung und Ausbrüche in
der Schnittfläche ist somit auch bei konventioneller Prozessführung möglich. Zudem sind
runde Wendeschneidplatten zu bevorzugen, da hier das hohe Verhältnis von Spanungsbreite
zur Spanungsdicke zu einer deutlich besseren Kühlung des Werkzeugs führt. In Verbindung
mit den geringeren nominellen Kräften, bei gleichzeitig hohen Umformgraden im unteren
Bereich des Spanungsquerschnitts sind deutlich höhere Standzeiten bei gleichzeitig
verbesserter Schnittflächenqualität zu erreichen. Die Schutzfasen der eingesetzten RCMX-
Wendeschneidplatten bewirken einen effektiven Spanwinkel von
γ
o = -20°. Dieser kann
hinsichtlich der Wirkung auf die Spanbildungszone vermutlich mit einer starken
Schneidkantenrundung gleichgesetzt werden. Somit liegt eine geringe bezogene
Spanungsdicke h’ vor. Es ergeben sich die aus den Modellversuchen in Abschnitt 6
abgeleiteten Vorteile hinsichtlich der Spanbildung und Randzonenbeeinflussung.
Da sich die beim Zerspanvorgang umgesetzte Leistung auf einen längeren Schneidenabschnitt
verteilt, sinkt zudem die auf die Schneidkantenlänge bezogene thermische Belastung der
Schneide. Hinsichtlich der Standhaltigkeit lassen sich zudem Vorteile aus dem höheren
effektiven Keilwinkel ableiten. In Abschnitt 7.2.1 konnte gezeigt werden, dass die mit runden
Wendeschneidplatten erreichbaren Standzeiten über denen liegen, die mit rhombischen
Wendeschneidplatten erzielt wurden.
Hinsichtlich des Standverhaltens der eingesetzten Werkzeuge kann zusammengefasst werden,
dass bei allen verwendeten Schneidstoffen die Schnittgeschwindigkeit die erreichbaren
Standzeiten determiniert. Die Schnittgeschwindigkeiten sind bei Verwendung von
Wendeschneidplatten aus Hartmetall auf maximal vc = 40 m/min zu beschränken. Keramische
Dünnschichtsysteme konnten nicht zur Steigerung der erreichbaren Standzeiten beitragen.
Trotz der geringeren Warmhärte im Vergleich zu Schneidstoffen auf der Basis von Keramik,
PCBN und Diamant weisen Wendeschneidplatten aus Hartmetall ein hohes
Anwendungspotenzial auf. Die verwendeten runden RCMX-Wendeschneidplatten aus
Hartmetall führten zu den besten Resultaten hinsichtlich der Standvolumina.
Wendeschneidplatten mit vollflächigen Decklagen aus polykristallinem Diamant bieten die
Möglichkeit, die Schnittgeschwindigkeiten bis vc = 120 m/min bei vergleichbaren
Standvolumina zu steigern. Höhere Schnittgeschwindigkeiten führen auch hier zu spontanem
160 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
thermisch bedingtem Werkzeugversagen. Der Vorschub kann bei Verwendung von runden
Wendeschneidplatten gesteigert werden, ohne dass sich die Schnittflächen- und
Randzonenqualität signifikant verschlechtert. Da mit dem Vorschub auch die Kontaktfläche
zwischen Span- und Spanfläche steigt, nimmt die thermische Belastung der Schneidkante
signifikant zu. Die Steigerung des Vorschubs führt wegen der unterproportional sinkenden
Standzeit bei Verwendung der RCMX-Wendeschneidplatten zu höheren Standvolumina.
Diese können also insbesondere für die Schruppbearbeitung empfohlen werden. Die hohen
Passivkräfte infolge des Eckenradius, der Schneidkantenrundung und der Schutzfase stehen
dem Einsatz in der Schlichtbearbeitung entgegen. Insbesondere bei der Drehbearbeitung
kleiner Durchmesser kommt es hier zu elastischen Werkstückabdrängungen und damit zu
geometrischen Fehlern. Im Folgenden soll zudem untersucht werden, welchen Einfluss die
Einstellparameter beim Außen-Längs-Runddrehen auf die Zeitfestigkeit der Werkstücke hat.
7.3 Einfluss der Prozessparameter auf das Zeitfestigkeitsverhalten
Als wesentliche Einflussfaktoren auf die Randzoneneigenschaften der Schnittfläche sind in
den bereits beschriebenen Versuchen zum Orthogonalspanen und Plandrehen (vgl. Abschnitte
6 und 7.1) die korrelierenden Einstellgrößen Spanungsdicke und Vorschub identifiziert
worden. In Ergänzung zu den bereits beschriebenen Versuchen sind Umlaufbiegeproben
entsprechend der in Abschnitt 4.3.4 beschriebenen Vorgehensweise gefertigt und geprüft
worden. Die Proben wurden aus dem stranggepressten Werkstückwerkstoff TNBV5 gefertigt.
Dieses weist gemäß Abschnitt 4.1 eine deutlich geringere Korngröße und ein globulares near-
gamma Gefüge auf. Zudem eignet sich das grobkörnige und weitestgehend aus lamellaren
Anteilen bestehende Gussgefüge aufgrund der Werkstoffeigenschaften nicht für dynamisch
beanspruchte Bauteile.
Bei der Probenherstellung wurde die Schnittgeschwindigkeit im Bereich von vc = 10 m/min
bis 90 m/min variiert. Höhere Schnittgeschwindigkeiten waren bei dem zu fertigenden
geringen Durchmesser aufgrund der Drehzahlgrenze der Antriebsspindel von
nmax = 5000 1/min des verwendeten Dreh-Bearbeitungszentrums vom Typ TNX65 der Fa.
TRAUB, Reichenbach nicht möglich. Der Vorschub wurde bei der Fertigung der
Umlaufbiegeproben in drei Schritten von f = 0,02 mm auf f = 0,20 mm gesteigert. Darüber
hinaus fanden runde Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation RCMX 120400
Anwendung, die beim Plan- und Längsdrehen bereits erfolgreich getestet wurden. Neben
Versuchen mit Wendeschneidplatten aus den Feinstkornhartmetallen MG12 und H13A kamen
zudem Wendeschneidplatten mit einer Decklage aus dem PKD-Schneidstoff CTM302 zu
Einsatz. Da die Zeit- und Dauerfestigkeitseigenschaften stark von der Oberflächentopographie
abhängen erfolgte die Erfassung der gemittelten Rautiefe auch an den für diese Versuche
gedrehten Proben. Die im Folgenden angegebenen Werte beziehen sich auf diese und weichen
geringfügig von den Ergebnissen der bisherigen Versuche ab. Aus kapazitiven Gründen
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 161
wurden jeweils fünf Proben mit der gleichen Parameterkombination hergestellt. Hierdurch
war es jedoch möglich, eine große Variationsbreite einzustellen.
Die erreichten Versagenslastwechsel variieren bei allen Proben sehr stark. Aufgrund der
geringen Probenanzahl können daher nur Tendenzen abgelesen werden (vgl. Bild 7-19). Im
linken Diagramm in Bild 7-19 ist der Einfluss des Vorschubs auf die Streuung der
Versagenslastwechsel bei den Proben zu erkennen, die mit Wendeschneidplatten der ISO-
Spezifikationen SPUN 120308 und RCMX 120400 gedreht wurden. Mit Verringerung des
Vorschubs sinken die in der Schnittfläche bestimmten gemittelten Rautiefen. Diese Tendenz
ist bei den SPUN-Wendeschneidplatten deutlicher ausgeprägt als bei den Werkzeugen der
ISO-Spezifikation RCMX 120400.
Auch bezüglich der Härte in der oberflächennahen Randzone ist der Einfluss des Vorschubs
bei den SPUN-Wendeschneidplatten deutlicher (vgl. Abschnitt 7.1.2, Bild 7-5). Dagegen wird
die Oberflächenrauheit bei Verwendung runder Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation
RCMX 120400 aufgrund des großen Radius im Gegensatz zu den SPUN-Werkzeugen
geringer beeinflusst (vgl. Bild 7-6). Auch die dicht unter der Oberfläche bestimmten
bezogenen Vickershärten zeigen bei den RCMX-Wendeschneidplatten nur eine geringe
Abhängigkeit vom eingestellten Vorschub. Dagegen reicht die verfestigende Wirkung bei der
Zerspanung mit tiefer in die Schnittflächenrandzone hinein (vgl. Bild 7-9).
Die resultierenden Eigenspannungen in tangentialer Richtung zeigten, wie in Bild 7-8 zu
erkennen ist, bei beiden Werkzeuggeometrien eine ähnliche Abhängigkeit vom Vorschub. Im
Unterschied zu den RCMX-Wendeschneidplatten waren die radialen Eigenspannungen beim
Drehen mit den Werkzeugen der ISO-Spezifikation SPUN 120308 betragsmäßig doppelt so
hoch. Die tangentialen Eigenspannungen unterschieden sich nur im mittleren
Vorschubbereich. Hier fielen die Druckspannungen hervorgerufen durch das Drehen mit
RCMX-Wendeschneidplatten betragsmäßig höher aus. Sowohl beim kleinsten als auch beim
größten eingestellten Vorschub sind die durch beide Werkzeuge hervorgerufenen
Eigenspannungen jedoch nahezu gleich. Die Einstellung kleiner Vorschübe führt demnach
unabhängig von der Werkzeuggeometrie zu deutlich höheren Verfestigungen in der
Schnittflächenrandzone als die Bearbeitung mit höheren Vorschüben.
Hieraus folgend sollten die erreichbaren Versagenslastwechsel mit abnehmendem Vorschub
steigen. Insgesamt lässt sich jedoch aus den durchgeführten Versuchen kein einheitlicher
Einfluss des Vorschubs und der verwendeten Wendeschneidplattengeometrie auf die Streuung
der Versagenslastwechsel feststellen. Bei Verwendung der SPUN-Wendeschneidplatten sinkt
die Streuung der Versagenslastwechsel mit steigendem Vorschub. Bei Einsatz der
Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation RCMX 120400 treten auch bei dem größten
eingestellten Vorschub deutliche Unterschiede in den erreichten Versagenslastwechseln auf.
162 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Umlaufbiegeprüfung
Versuchsanlage: Werkstoff: Werkzeuge:
Schenk PUN-Z TiAl TNBV5 SPUN 120308,
stranggepresst RCMX 120400
Prozessparameter: SPUN 090308
f = 100 Hz Schneidstoffe: Geometrie:
M
b
= 952 MPa (konst.) MG12, H13A,
d= 5,9 mm CTM302
Versagenslastwechsel N
f
030 m/min12060
0
2
4
*10
7
6
1
3
Schnittgeschwindigkeit v
c
Versagenslastwechsel N
f
0 0,1 mm 0,250,05
Vorschub f
0,15
0
2
4
*10
7
6
1
3
SPUN
RCMX
v
c
= 30 m/min
f= 0,02 mm
f= 0,05 mm
f= 0,02 mm
f= 0,05 mm
var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
0
γ
0
var.90°75°0°var.var.
r
ε
ε
r
κ
r
λ
s
α
0
γ
0
Bild 7-19: Versagenslastwechsel in Abhängigkeit vom Vorschub und von der Schnittgeschwindigkeit beim
Drehen mit SPUN-Wendeschneidplatten
Bei Verwendung der SPUN-Wendeschneidplatten korrelieren die Ergebnisse hinsichtlich der
erreichten Oberflächenrauheit und der Verfestigung der Schnittflächenrandzone mit den
Ergebnissen der Umlaufbiegeversuche. Bei hohen Vorschüben bewirken die hohen Rauheiten
und die geringeren Verfestigungen im Mittel deutlich geringere Versagenslastwechsel. Bei
einigen Proben, die mit kleinem Vorschub bearbeitet wurden bewirken die geringe Rauheit,
die hohe Verfestigung und die Druckeigenspannungen in der Schnittflächenradzone eine
starke Zunahme der Versagenslastwechsel. Einige Proben versagen dagegen auch hier bei
sehr geringen Lastspielwechseln. Dies kann auf Schwankungen der Werkstoffhomogenität als
auch auf Vorschädigungen der Proben innerhalb der Probenfertigung als auch Handhabung
zurückgeführt werden. Darüber hinaus können geringe Abweichungen bei der
Probeneinspannung in der Umlaufbiegemaschine als Ursache angeführt werden. Bei größeren
Vorschüben sinken sowohl die Versagenslastwechsel als auch die Streuung infolge des
wachsenden Einflusses der Oberflächenrauheit und der abnehmenden Druckeigenspannungen.
Bei Verwendung der runden Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation RCMX 120400
treten die großen Schwankungen der Versagenslastwechsel sowohl bei geringen als auch bei
großen eingestellten Vorschüben auf. Die Oberflächengüte wird hier durch den Vorschub nur
geringfügig beeinflusst und ist mit gemittelten Rautiefen um Rz = 1,0 µm insbesondere bei
großen Vorschüben deutlich besser als bei Verwendung von SPUN-Wendeschneidplatten.
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 163
Hier wurden bei einem Vorschub von f = 0,20 mm gemittelte Rautiefen um Rz = 10 µm bei
den Umlaufbiegeproben und etwa Rz = 6 µm bei den plangedrehten Werkstücken festgestellt.
Auch die bezogene Vickershärte war mit HV’0,1 = 150 % direkt unterhalb der Schnittfläche
weitgehend unabhängig vom eingestellten Vorschub. Hieraus folgend sollten die erreichbaren
Versagenslastwechsel mit steigendem Vorschub eine deutlich geringere Abnahme aufweisen.
Doch auch hier scheinen Schädigungen der Werkstoffintegrität und Fehler in der
Probenhandhabung zu deutlich geringeren Versagenslastwechseln zu führen.
Hinsichtlich der Schnittgeschwindigkeit lassen die durchgeführten Umlaufbiegeversuche
ebenfalls keine eindeutige Aussage zur Abhängigkeit der Versagenslastwechsel zu. Der
Einfluss der Schnittgeschwindigkeit auf die erreichbare Oberflächengüte, die
Zerspankraftkomponenten sowie die Härte und Eigenspannungen wurde in Abschnitt 7.1.1
erläutert. Im Allgemeinen wirkt sich die Steigerung der Schnittgeschwindigkeit nur gering auf
die gemittelte Rautiefe und die bestimmten Druckeigenspannungen aus. Im
Schnittgeschwindigkeitsbereich von vc = 30 m/min bis 50 m/min bleibt auch die bezogene
Vickershärte in einer Analysetiefe von ta = 2,5 µm nahezu konstant (vgl. Bild 7-1). Da der
Verschleiß bei Verwendung von Hartmetall trotz Kühlschmierung sehr schnell erfolgt, sind
darüber hinaus die in Bild 7-2 dargestellten Versuche mit hochharten Schneidstoffen als
Referenz heranzuziehen. Hier liegen die bezogenen Vickershärten bei ebenfalls
HV’0,1 = 150 %. Die in Bild 7-3 dargestellten Eigenspannungen zeigen auch nur eine geringe
Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit. Somit korrelieren die aus den
Umlaufbiegeversuchen abgeleiteten Ergebnisse mit den im Vorfeld beschriebenen Resultaten.
Eine positive Beeinflussung der Wechselfestigkeitseigenschaften durch die in Abhängigkeit
der geometrischen und kinematischen Prozessparameter induzierten Druckeigenspannungen
konnte somit nicht festgestellt werden. Auch bei geringen Vorschüben und damit geringen
Oberflächenrauheiten kommt es zu einem vergleichsweise schnellen Versagen der Proben.
Hierfür können auch etwaige Inhomogenitäten des Probengefüges ursächlich sein. Die durch
die Zerspanung hervorgerufenen Änderungen der Randzoneneigenschaften scheinen jedoch
insbesondere bei hohen Vorschüben und Schnittgeschwindigkeiten die erreichbaren
Versagenslastwechsel zu dominieren. Alle proben waren jedoch frei von groben Ausbrüchen
und makroskopisch erkennbaren Rissen.
7.4 Fazit
Das Anwendungspotenzial innovativer Hochleistungswerkstoffe lässt sich nur in Verbindung
mit einer wirtschaftlichen Herstell- und Bearbeitungstechnologie ausschöpfen. Die
Zerspanung mit geometrisch bestimmter Schneide nimmt in der Prozesskette zur Herstellung
von Bauteilen aus intermetallischen Titanaluminiden eine Schlüsselfunktion ein. Die hohen
Anforderungen an die Bauteilqualität tolerieren keine Schädigung der Bauteilrandzone. Die
Randzonenbeeinflussung erfolgt als Folge der tribologischen Randbedingungen und der
164 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Spanbildungsmechanismen. Ausgehend von den in Abschnitt 5 und 6 ermittelten Ergebnissen
zum Anwendungspotenzial verschiedener Schneidstoffsysteme und der grundlegenden
Spanbildungsmechanismen bei der Zerspanung des intermetallischen Titanaluminids TNBV5
erfolgten Versuche zum Plan- und Außen-Längs-Runddrehen. Dabei wurde neben der durch
Strangpressen feinkörnigen Gefügemodifikation auch TiAl im Gusszustand zerspant. Neben
den Schnittflächen- und Randzoneneigenschaften Oberflächenrauheit, Aufhärtung und
Einhärtetiefe sowie den Eigenspannungen wurden die Prozesskräfte und Standzeiten ermittelt.
Die Randzoneneigenschaften wurden an plangedrehten Proben analysiert. Dies ermöglichte
bei geringem Materialverbrauch eine breite Variation der Stellgrößen sowie eine einfache
Probenpräparation und Auswertung. Die Herstellung der Umlaufbiegeproben erfolgte jedoch
wie die Standversuche in der Kinematik des Außen-Längs-Runddrehens.
Aus den tribologischen Modellversuchen konnten unbeschichtete Hartmetalle als auch
hochharte Schneidstoffe auf der Basis von PCBN und PKD als die Schneidstoffe mit dem
höchsten Anwendungspotenzial identifiziert werden. Daher erfolgten die Versuche zum Plan-
und Runddrehen ebenfalls mit diesen Schneidstoffen. Anhand von Standversuchen mit
beschichteten Hartmetallen wurden jedoch die Ergebnisse aus Abschnitt 5 verifiziert.
In Abschnitt 6 wurde ermittelt, dass die Spanbildung bei intermetallischen Titanaluminiden
einmal durch Scherung und zum anderen durch Schubbruch erfolgt. Die
Schnittgeschwindigkeit zeigte keinen signifikanten Einfluss auf die
Spanbildungsmechanismen. Auch beim Plan- und Runddrehen weisen die mit
Wendeschneidplatten der Spezifikation SPUN ermittelten Zerspankraftkomponenten keine
Abhängigkeit von der Schnittgeschwindigkeit auf. Die Randzoneneigenschaften ändern sich
dagegen bei den im Trockenschnitt durchgeführten Versuchen leicht mir steigender
Schnittgeschwindigkeit. Die gemittelten Rauheiten steigen und die Aufhärtung und
Einhärtetiefe sinken. Dies korreliert mit den beim Orthogonaldrehen ermittelten
Temperaturen im Freiflächenspalt. Es wurde ermittelt, dass die sich Temperaturen der Spröd-
Duktil-Übergangstemperatur annähern. Dies wirkt der Bildung von Druckeigenspannungen in
der Bauteilrandzone entgegen. Die Aufhärtung und die Einhärtetiefe nehmen ab. Die
Versuche mit Wendeschneidplatten aus PKD erfolgten mit Schlichtparametern. Hier konnte
bei einer Steigerung der Schnittgeschwindigkeit von vc = 90 m/min auf vc = 150 m/min eine
Reduktion der Zerspankraftkomponenten beobachtet werden. Die Analogieversuche zum
Orthogonaldrehen zeigten bei geringen Vorschüben und hohen Schnittgeschwindigkeiten
gesteigerte Spanzusammenhalte und eine Abnahme der dynamischen
Schnittkraftkomponente. Beides kann auf die Steigerung des Anteils plastischer Verformung
und thermischer Erweichung zurückgeführt werden. Die Randzoneneigenschaften werden mit
steigender Schnittgeschwindigkeit beim Schlichtdrehen in stetig geringerer Tiefe durch den
Zerspanprozess beeinflusst. Insgesamt ist eine Beeinflussung nur innerhalb der ersten 20 µm
unterhalb der Schnittfläche erkennbar.
7 PLAN- UND RUNDDREHEN 165
In Abschnitt 6 konnte der Einfluss des hydrostatischen Spannungszustands auf die plastische
Verformbarkeit des Werkstückwerkstoffs abgeleitet werden. Diese determiniert die
Schnittflächen- und Randzonenintegrität. Runde Wendeschneidplatten bewirken kleine
Spanungsdicken in dem Bereich des Spanungsquerschnitts, der die Schnittflächenausbildung
determiniert. Daher sind diese für die Bearbeitung intermetallischer Titanaluminide vor dem
Hintergrund der Erzeugung rissarmer Schnittflächen auch bei höheren Vorschüben zu
empfehlen.
Eine signifikante positive Beeinflussung der Wechselfestigkeitseigenschaften durch die in
Abhängigkeit der geometrischen und kinematischen Prozessparameter induzierten
Druckeigenspannungen konnte anhand der dargestellten Versuche jedoch nicht festgestellt
werden. Die ungünstigen Werkstoffeigenschaften überlagern einen möglichen positiven
Einfluss. Bei keiner der hergestellten Proben wurden grobe Ausbrüche und makroskopisch
erkennbare Risse festgestellt, die vermutlich die Bauteileigenschaften deutlich beeinflusst
hätten. Somit kann hinsichtlich der Bauteil- und Randzoneneigenschaften geschlossen
werden, dass bei der Wahl runder Wendeschneidplatten und eines Vorschubs im Bereich bis
f = 0,2 mm keine negative Beeinflussung durch die Drehbearbeitung zu erwarten ist.
Die bei der Zerspanung der intermetallischen TiAl-Legierung TNBV5 in der
Schnittflächenrandzone detektierten Druckeigenspannungen reichen bei Nutzung runder
RCMX-Wendeschneidplatten tiefer in das Grundmaterial hinein. Hier wirken sich die Fase
und die geringere bezogene Spanungsdicke aus. Damit einhergehend sind jedoch höhere
Zerspankräfte. Insbesondere bei dünnwandigen Bauteilen können die Vorschub- und
Passivkräfte zu einer verringerten geometrischen Qualität führen.
Das Standverhalten der eingesetzten Werkzeuge bestätigt die Empfehlung aus Abschnitt 5.
Für die spanende Bearbeitung intermetallischer Titanaluminide durch Drehen sollten
unbeschichtete Hartmetalle Anwendung finden. Diese zeigen trotz der geringeren Warmhärte
im Vergleich zu Keramik, PCBN und Diamant dass derzeit höchste Anwendungspotenzial
auf. Hierbei sollte die Schnittgeschwindigkeiten jedoch maximal vc = 40 m/min betragen um
ein spontanes Versagen der Werkzeuge zu verhindern. Dünnschichtsysteme können nicht zu
einer Steigerung der erreichbaren Standzeiten beitragen.
Polykristalliner Diamant bietet die Möglichkeit, die Schnittgeschwindigkeiten bis
vc = 120 m/min bei vergleichbaren Standvolumina zu steigern. Für die Zerspanung
intermetallischer Titanaluminide kann der Einsatz von vollflächig mit Decklagen aus PKD
versehenen Wendeschneidplatten empfohlen werden. Schnittgeschwindigkeiten über
vc = 120 m/min führen jedoch auch hier zu thermisch bedingtem Werkzeugversagen durch
spontane Blankbremsung. Der Verschleiß bei der Bearbeitung intermetallischer
Titanaluminide kann insgesamt auf die thermisch bedingte Abnahme der Warmhärte des
Schneidstoffs zurückgeführt werden. Die Werkzeuge versagen durch Schneidkantenversatz.
166 7 PLAN- UND RUNDDREHEN
Bei hohen Vorschüben und konventioneller Schnittgeschwindigkeit tritt zudem abrasiv
bedingter Kerbverschleiß auf. Die in Abschnitt 5 vorgestellten tribologischen Modellversuche
untermauern die Erkenntnis, dass unbeschichtete Hartmetalle bei konventionellen
Schnittgeschwindigkeiten wegen der ausreichenden Zähigkeit und guten chemischen
Beständigkeit gegenüber Titanwerkstoffen das höchste Anwendungspotenzial aufweisen.
Keramische Dünnschichtsysteme konnten aufgrund der geringen Wärmespreizeffekte und der
meist hohen Affinität zum Werkstückwerkstoff keine Leistungssteigerung gegenüber
unbeschichteten Hartmetallen nachweisen. Für höhere Schnittgeschwindigkeiten sind derzeit
ausschließlich Schneidstoffe auf Basis von Diamant geeignet. Bei allen Anwendungen ist eine
Flutungskühlschmierung anzustreben.
Die Verwendung von runden Wendeschneidplatten ist insbesondere für die
Schruppbearbeitung großvolumiger Bauteile zu empfehlen. Die im Rahmen der vorliegenden
Arbeit eingesetzten runden RCMX-Wendeschneidplatten führten insgesamt zu den besten
Resultaten hinsichtlich der Standvolumina. Darüber hinaus konnte die vermutete positive
Wirkung des großen Eckenradius auf die Randzonenintegrität bestätigt werden. Gleichzeitig
steigen jedoch die Zerspankraftkomponenten deutlich an.
In Anlehnung an die in Abschnitt 6 abgeleitete Abhängigkeit ist auch beim Außen-Längs-
Runddrehen der Einfluss der bezogenen Spanungsdicke zu berücksichtigen. Durch eine
Aufteilung der aktiven Schneidenabschnitte und inkrementelle Addition konnten die
Schnittkräfte berechnet werden. Verifiziert wurden die Berechnungen durch die in den
Experimenten ermittelten Werte. Beim Außen-Längs-Runddrehen ergibt sich ebenfalls eine
sehr gute Übereinstimmung. Auch hier wurde die Dehngrenze zur Charakterisierung
herangezogen. Der Exponent mc wurde analog zu den in Abschnitt 6 durchgeführten
Analogieuntersuchungen mit mc = 0,39 eingesetzt. Dieser entspricht der ermittelten ebenen
Scherung. Die gute Korrelation lässt darauf schließen, dass die materialphysikalischen
Parameter Dehngrenze und Grenzumformgrad zur Berechnung der Schnittkraft bei der
Zerspanung intermetallischer Titanaluminide herangezogen werden können. Darüber hinaus
ermöglicht Verwendung der bezogenen Spanungsdicke die Berücksichtigung der sich
ändernden Spannungsverhältnisse in der Spanbildungszone. Es handelt sich trotzdem um
lediglich um ein einfaches Modell, welches aufgrund der besonders konstanten
Segmentierung und des nahezu idealplastischen Werkstoffverhaltens bei der Zerspanung
intermetallischer Titanaluminide anwendbar ist. Für andere insbesondere sprödharte
Werkstoffe sind die hier vorgestellten Ansätze zu überprüfen.
8 ZUSAMMENFASSUNG 167
8 Zusammenfassung
Das Anwendungspotenzial maßgeschneiderter Werkstoffe lässt sich nur ausschöpfen wenn
ebenfalls eine maßgeschneiderte Bearbeitungstechnologie zur Verfügung steht. Die
Zerspanung mit geometrisch bestimmter Schneide nimmt vor dem Hintergrund der
industriellen Akzeptanz intermetallischer Titanaluminide eine Schlüsselrolle ein. Dabei lassen
die Anforderungen an die Bauteil- und Randzonenqualität Schädigungen infolge der
Bearbeitung nicht zu. Das Hauptziel dieser Arbeit stellt die Bereitstellung der technologischen
Grundlagen und geeigneter Bearbeitungsstrategien für die schädigungsarme und
wirtschaftliche Zerspanung von intermetallischen TiAl-Werkstoffen mit geometrisch
bestimmter Schneide dar. Die technologischen Grundlagen lassen sich in die Auswahl
geeigneter Schneidstoffe, Kenntnis der Spanbildungsmechanismen und
Randzonenbeeinflussung und die Ableitung geeigneter Werkzeuggeometrien und
kinematischer Prozessparameter untergliedern.
Anhand von tribologischen Modellversuchen wurden in der hier vorgestellten Arbeit zunächst
Schneidstoffsysteme mit den höchsten Anwendungspotenzialen die für die Zerspanung
intermetallischer Titanaluminide mit geometrisch bestimmter Schneide identifiziert. Die
tribologischen Untersuchungen zeigen, dass auf Hartmetalle aufgebrachte
Dünnschichtsysteme nicht zu einer signifikanten Steigerung des Widerstands gegen die
tribologischen Beanspruchungen führen. Bei allen untersuchten Grundkörpern führt die hohe
Adhäsionsneigung des Gegenkörperwerkstoffs TiAl zudem zur Bildung von
Zwischenschichten. Neben unbeschichteten Hartmetallen zeigen hochharte Schneidstoffe auf
der Basis von PCBN und PKD ein hohes Anwendungspotenzial. Der Reibungskoeffizient
sinkt mit zunehmender Reibgeschwindigkeit. Dies ist ein Indiz für steigende
Kontakttemperaturen. Wegen der höheren Warmhärte fanden insbesondere für die
Untersuchungen bei höheren Reibgeschwindigkeiten Grundkörper mit Decklagen aus den
hochharten PCBN und PKD Schneidstoffen DBW85, DCC500 und CTM302 Anwendung.
Dabei kann der PCBN Schneidstoff DCC500 nicht für die Zerspanung intermetallischer
Titanaluminide empfohlen werden. Nachteilig sind der geringe Hartstoffanteil und die
Zusammensetzung der Bindung. Diese enthält Titan, wodurch tribochemischer Verschleiß
begünstigt wird. Anhand der tribologischen Untersuchungen können somit unbeschichtete
Hartmetalle und hochharte PCBN und PKD Schneidstoffe ohne Titan in der Binderphase
empfohlen werden.
Zur Ermittlung des Einflusses der Werkstücktemperatur auf die Spanbildungsmechanismen
erfolgten Analogiezerspanversuche in orthogonaler Kinematik und bei sehr geringer
Schnittgeschwindigkeit von vc = 0,01 m/min und definiert eingestellter Werkstücktemperatur.
Hierbei steht für die Ableitung der bei der plastischen Verformung umgesetzten Wärme
168 8 ZUSAMMENFASSUNG
ausreichend Zeit zur Verfügung. Somit kann isothermes Werkstoffverhalten in der
Spanbildungszone angenommen werden.
Die Materialeigenschaften intermetallischer Titanaluminide sind gekennzeichnet durch eine
deutliche Spröd-Duktil-Übergangstemperatur. Bei quasistatischer Prozessführung und
vollständiger Erwärmung der Proben aus der stranggepressten TiAl-Legierung TNBV5 auf
Temperaturen über
ϑ
= 800 °C erfolgt der Übergang vom Segment- zum Fließspan. Jedoch
führt bereits die Erwärmung der Spanbildungszone auf Temperaturen über
ϑ
= 500 °C zur
Erzeugung von rissfreien Schnittflächen. Die Bildung von Ausbrüchen wird schon bei einer
Steigerung der Probentemperatur auf
ϑ
= 300 °C signifikant reduziert. Bei nicht erwärmten
Proben werden bei quasistatischer Versuchsführung stets Reiß- oder Segmentspäne mit
hohem Bruchanteil gebildet. Der Bruchanteil sinkt mit abnehmender Spanungsdicke und
steigender Schneidkantenrundung.
Die durchgeführten experimentellen und simulativen Untersuchungen erbrachten keine
Erkenntnisse, die die thermoplastische Theorie der diskontinuierlichen Spanbildung stützen.
Wegen der fehlenden plastischen Verformbarkeit unterhalb der Spröd-Duktil-
Übergangstemperatur erfolgt die Lokalisierung somit kristallographisch bedingt. Für den
Spannungsabbau durch plastische Verformung stehen offensichtlich nicht ausreichend
qualitativ hochwertige Gleitsysteme zur Verfügung. Im Bereich nahe der freien
Werkstückoberfläche erfolgte die Trennung durch Schubbruch und Scherung. Mit geringer
werdendem Abstand zur Schneidkante nimmt der Anteil plastisch verformten Gefüges zu.
Hier werden über die bei Stauchversuchen erzielten Bruchdehnungen deutlich hinausgehende
Umformgrade erzielt. In den durchgeführten FEM-Simulationen konnte der hier vorliegende
hydrostatische Druckspannungszustand als ursächlich identifiziert werden. Zur Beschreibung
des Werkstoffverhaltens wurde die von der Mehrachsigkeit abhängige Versagensdehnung im
Werkstoffgesetz implementiert.
Der Anteil der durch hohen hydrostatischen Druck gekennzeichneten Zone an der gesamten
Spanbildungszone wird wesentlich durch die Eingriffsgeometrie beeinflusst. Hier wurde die
bezogene Spanungsdicke h’, das Verhältnis aus Spanungsdicke und Schneidkantenradius, als
beschreibende Größe identifiziert. Mit abnehmender bezogener Spanungsdicke steigt der
Anteil des unter hohem hydrostatischen Druck liegenden Bereichs. Die spezifischen
Schnittkräfte steigen, da weniger Material durch spröde Materialtrennmechanismen
energiearm abgetrennt wird. Bezüglich der spezifischen Schnittkraft konnte für die
orthogonalen Zerspanprozesse in Anlehnung an KIENZLE und VICTOR ein Modell abgeleitet
werden, in dem die bezogene Spanungsdicke Berücksichtigung fand. Mit der Zugfestigkeit
und der gemittelten Scherung ergab sich bei den quasistatischen und den
Orthogonaldrehversuchen eine sehr gute Übereinstimmung mit den experimentell ermittelten
Werten für die Schnittkraft. Zudem ermöglicht der Ansatz in modifizierter Form auch die
8 ZUSAMMENFASSUNG 169
Berechnung der Schnittkräfte beim Außen-Längs-Runddrehen der intermetallischen TiAl-
Legierung.
Es konnte gezeigt werden, dass die Spanbildung in einem breiten
Schnittgeschwindigkeitsbereich von vc = 0,01 m/min bis 360 m/min durch lokalisierte
Scherung und Schubbruch erfolgt. Die Spalttemperaturen, gemessen im Freiflächenspalt,
erreichen bei hohen Schnittgeschwindigkeiten die Spröd-Duktil-Übergangstemperatur des
verwendeten Werkstoffs TiAl. Jedoch treten auch bei höheren Schnittgeschwindigkeiten
Schubbruchanteile auf. Ein Übergang zur Fließspanbildung, wie er bei den
Analogieversuchen beobachtet wurde, tritt nicht auf. Dies lässt sich damit begründen, dass der
Werkstoff kristallographisch bedingt lokalisiert. Die sich beim Restbruch in der primären
Scherzone ausbildenden Scherflächen zeigen bereits bei konventioneller
Schnittgeschwindigkeit von vc = 30 m/min Strukturen, die auf das Erreichen der
Schmelztemperatur hinweisen. Die bei der Segmentierung neu entstehenden Oberflächen
können wiederverschweißen und der Zusammenhalt der Späne steigt.
An der TiAl-Legierung TNBV5 in stranggepresster Gefügemodifikation erfolgten
Untersuchungen hinsichtlich des Einflusses der spanenden Bearbeitung auf die
Schnittflächen- und Randzoneneigenschaften. Die spanende Bearbeitung führt im betrachteten
Parameterbereich stets zur Bildung von Druckeigenspannungen in der
Schnittflächenrandzone. Eine Steigerung der Schnittgeschwindigkeit führt nicht zu einer
signifikanten Änderung der ermittelten Randzoneneigenschaften Oberflächenrauheit,
Einhärtetiefe und Aufhärtung. Dies bestätigt die in den Modellversuchen erarbeitete
Erkenntnis, dass die Spanbildungsmechanismen durch die Steigerung der
Schnittgeschwindigkeit im untersuchten Bereich von vc = 10 m/min bis 360 m/min nur gering
beeinflusst werden. Die mit der Schnittgeschwindigkeit steigenden Temperaturen führen in
der Schnittflächenrandzone jedoch zu geringfügig abnehmenden Druckeigenspannungen.
Begründet werden kann dies dadurch, dass der Temperaturgradient höher und die lokale
Wirkdauer geringer wird. Bei hohen Schnittgeschwindigkeiten ist aber der rapide
Verschleißfortschritt der eingesetzten Werkzeuge zu berücksichtigen. Der bei quasistatischer
Prozessführung identifizierte Temperaturgrenzbereich für die Erzeugung von Schnittflächen
ohne grobe Risse von
ϑ
= 300 °C bis 500 °C kann jedoch schon bei konventionellen
Schnittgeschwindigkeiten im Bereich von vc = 30 m/min bis 60 m/min erreicht werden.
Als wesentlicher Einflussparameter auf die Oberflächen- und Randzoneneigenschaften konnte
der Vorschub identifiziert werden. Jedoch ermöglicht der Einsatz runder
Wendeschneidplatten auch bei hohem Vorschub von f = 0,20 mm die Herstellung von
rissfreien Schnittflächen mit geringer Rauheit. Dabei muss berücksichtigt werden, dass die
hier verwendeten Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation RCMX 120400 eine gefaste
Schneidkante aufweisen. Die Fasenbreite übersteigt insbesondere bei den geringen
170 8 ZUSAMMENFASSUNG
eingestellten Vorschüben die Spanungsdicke. Somit ist ein effektiv negativer Spanwinkel
anzunehmen. Es kann auch hier von einer Steigerung des plastischen Verformungsvermögens
ausgegangen werden, da der Anteil der durch hydrostatischen Druck beanspruchten Stauzone
am Spanungsquerschnitt steigt. Dies zieht jedoch höhere Prozesskräfte nach sich, da bis zu
einer Temperatur von
ϑ
= 850 °C keine thermische Entfestigung wirkt. Aufgrund der
geringen Spanungsdicke ergeben sich beim Einsatz runder Wendeschneidplatten insgesamt
geringe Rauheiten, hohe Einhärtetiefen und Druckeigenspannungen insbesondere in
Schnittrichtung.
Hinsichtlich des Standverhaltens der eingesetzten Werkzeuge kann zusammengefasst werden,
dass bei allen verwendeten Schneidstoffen die Schnittgeschwindigkeit die erreichbaren
Standzeiten determiniert. Die Schnittgeschwindigkeiten sind bei Verwendung von
Wendeschneidplatten aus Hartmetall auf maximal vc = 40 m/min zu beschränken. Bei
Verwendung von runden Wendeschneidplatten führt die Steigerung des Vorschubs nicht zu
einer signifikanten Verschlechterung der Schnittflächen- und Randzonenqualität. Bei
Wendeschneidplatten der ISO-Spezifikation SPUN 120308 sinken die erreichbaren
Standzeiten und Oberflächengüten dagegen deutlich. Da zudem mit dem Vorschub auch die
Kontaktfläche zwischen Span- und Spanfläche steigt, nimmt die thermische Belastung der
Schneidkante deutlich zu. Wegen der unterproportional sinkenden Standzeit bei Verwendung
der runden RCMX-Wendeschneidplatten führt die Steigerung des Vorschubs zu höheren
Standvolumina. Die verwendeten runden RCMX-Wendeschneidplatten mit dem durch eine
Schutzfase effektiv negativem Spanwinkel führten insgesamt zu den besten Resultaten
hinsichtlich der Standvolumina. Diese können insbesondere für die Schruppbearbeitung
empfohlen werden. Die hohen Passivkräfte infolge des Eckenradius, der
Schneidkantenrundung und der Schutzfase stehen dem Einsatz in der Schlichtbearbeitung
entgegen. Insbesondere bei der Drehbearbeitung kleiner Durchmesser kommt es hier zu
elastischen Werkstückabdrängungen und damit zu geometrischen Fehlern.
Trotz der geringeren Warmhärte im Vergleich zu Keramik, PCBN und Diamant weisen
Wendeschneidplatten aus Hartmetall ein hohes Anwendungspotenzial auf. Polykristalliner
Diamant bietet jedoch die Möglichkeit, die Schnittgeschwindigkeiten bis vc = 120 m/min bei
vergleichbaren Standvolumina zu steigern. Der Einsatz von vollflächig mit Decklagen aus
PKD versehenen Wendeschneidplatten kann dabei für die Zerspanung intermetallischer
Titanaluminide empfohlen werden. Schnittgeschwindigkeiten über vc = 120 m/min führen
jedoch auch hier zu thermisch bedingtem Werkzeugversagen durch spontane Blankbremsung.
Der Verschleiß bei der Bearbeitung intermetallischer Titanaluminide kann insgesamt auf die
thermisch bedingte Abnahme der Warmhärte des Schneidstoffs zurückgeführt werden. Die
Werkzeuge versagen durch Schneidkantenversatz. Bei hohen Vorschüben und
konventioneller Schnittgeschwindigkeit tritt zudem abrasiv bedingter Kerbverschleiß auf. Die
durchgeführten tribologischen Modellversuche untermauern zudem die Erkenntnis, dass
8 ZUSAMMENFASSUNG 171
unbeschichtete Hartmetalle bei konventionellen Schnittgeschwindigkeiten wegen der
ausreichenden Zähigkeit und guten chemischen Beständigkeit gegenüber Titanwerkstoffen
das höchste Anwendungspotenzial aufweisen. Mit keramischen Dünnschichtsystemen
konnten aufgrund der geringen Wärmespreizeffekte und der meist hohen Affinität zum
Werkstückwerkstoff keine Leistungssteigerung gegenüber unbeschichteten Hartmetallen
erzielt werden. Für höhere Schnittgeschwindigkeiten sind derzeit daher ausschließlich
Schneidstoffe auf Basis von Diamant aufgrund der ausgezeichneten Wärmeleitfähigkeit
geeignet. Trotz der im Allgemeinen höheren chemischen Beständigkeit von Schneidstoffen
auf der Basis von PCBN erreichen diese im Vergleich zu Werkzeugen mit Decklagen aus
PKD nur geringere Standzeiten. Der Verschleißfortschritt kann bei allen eingesetzten
Schneidstoffen durch ausreichende Kühlung mit Hilfe der konventionellen
Flutungskühlschmierung deutlich verlangsamt werden.
Zur Beurteilung der Auswirkungen der durch die Zerspanung mit geometrisch bestimmter
Schneide hervorgerufenen Randzonenbeeinflussungen sind Umlaufbiegeversuche
durchgeführt worden. Eine positive Beeinflussung der Wechselfestigkeitseigenschaften durch
die in Abhängigkeit der geometrischen und kinematischen Prozessparameter induzierten
Druckeigenspannungen konnte nicht festgestellt werden. Auch bei geringen Vorschüben und
damit geringen Oberflächenrauheiten kommt es zu einem schnellen Versagen einiger Proben.
Die Beeinflussung der Randzoneneigenschaften scheint jedoch im Gegensatz zu den
Inhomogenitäten im Werkstückwerkstoff und der Prozessführung bei hohen Vorschüben und
Schnittgeschwindigkeiten die erreichbaren Versagenslastwechsel zu dominieren. Bei keiner
der mit runden Wendeschneidplatten des Typs RCMX hergestellten Proben wurden grobe
Ausbrüche und makroskopisch erkennbare Risse festgestellt, die vermutlich die
Bauteileigenschaften deutlich beeinflusst hätten. Somit kann hinsichtlich der Bauteil- und
Randzoneneigenschaften geschlossen werden, dass bei der Wahl des Vorschubs im Bereich
bis f = 0,2 mm keine negative Beeinflussung durch die Drehbearbeitung zu erwarten ist.
Mit der vorliegenden Arbeit konnte gezeigt werden, dass intermetallische Titanaluminide mit
geometrisch bestimmten Schneiden schädigungsminimiert zerspant werden können.
Zukünftige Untersuchungen sollten durchgeführt werden, um den Einfluss des
Kühlschmiermittels hinsichtlich des Zuführdrucks zu ermitteln. Die bei der Zerspanung mit
hohen plastischen Anteilen auftretenden hohen Temperaturen begrenzen derzeit die
Leistungsfähigkeit der verfügbaren Schneidstoffsysteme. Für eine weitere Steigerung der
industriellen Akzeptanz intermetallischer Titanaluminide ist die Bereitstellung von
Schneidstoffen notwendig, die auch bei Temperaturen im Bereich von
ϑ
= 1000 °C und
darüber hinaus dauerhaft der tribologischen Beanspruchungen bei der Zerspanung von
Titanwerkstoffen widerstehen. Der nachgewiesene Einfluss des hydrostatischen
Spannungsanteils auf die Spanbildung sollte experimentell und mit Hilfe von verfeinerten
Simulationen an weiteren Werkstoffen überprüft werden.
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