Mikrostruktur, Textur und Eigenspannungen von stranggepressten und reibrühgeschweißten aushärtbaren Aluminiumlegierungen [original]

Mikrostruktur, Textur und

Eigenspannungen von stranggepressten

und reibrührgeschweißten aushärtbaren

Aluminiumlegierungen

vorgelegt von

Diplom-Ingenieur

Jörg Wegener

aus Berlin

Von der Fakultät III - Prozesswissenschaften

der Technischen Universität Berlin

zur Erlangung des akademischen Grades

Doktor der Ingenieurwissenschaften

-Dr.-Ing.-

genehmigte Dissertation

Promotionsausschuss:

Vorsitzender Prof. Dr.-Ing. M. H. Wagner

Berichter: Prof. Dr. rer. nat. H. Schubert

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

Tag der wissenschaftlichen Aussprach: 18.09.2001

Berlin 2001

D83

Abstract

Jörg Wegener

Mikrostruktur, Textur und Eigenspannungen von stranggepressten und reib-

rührgeschweißten aushärtbaren Aluminiumlegierungen

Im Rahmen dieser Arbeit werden am Beispiel des Aluminiumwerkstoffes

PM-AlSi25Cu4Mg1 nach dem Strangpressen sowie der Aluminiumlegierung 6013

nach dem Reibrührschweißen der Einfluss von Verfahrensparameter bei der Warm-

umformung auf Mikrostruktur, Textur und Eigenspannungen untersucht.

Zur zerstörungsfreien Texturanalyse und Eigenspannungsanalyse wurden Beu-

gungsverfahren mit Röntgen-, Neutronen- und hochenergetischer Synchrotronstrah-

lung eingesetzt. Die mit den verschiedenen Verfahren verbundenen unterschiedli-

chen Eindringtiefen werden genutzt, um umfassende Untersuchungen der gesamten

Proben zu ermöglichen. Die Beurteilung des Ausscheidungszustandes und des Ge-

füges erfolgt mit mikroskopischen Untersuchungen. Weiterhin wurden die Festig-

keitskennwerte der Strangpressprodukte mittels Zugversuchen bei Raumtemperatur

und erhöhter Temperatur ermittelt. Als mechanischer Kennwert der reibrührge-

schweißten Bleche wurde die Mikrohärte aufgenommen.

Der pulvermetallurgische Aluminiumwerkstoff AlSi25Cu4Mg1 verhält sich beim

Strangpressen wie ein teilchenverstärkter Metallmatrixverbundwerkstoff. Der Aus-

scheidungszustand ist entscheidend für das mechanische Verhalten der strangge-

pressten Produkte. Die Größe der intermetallischen Verbindungen hängt im wesent-

lichen von den beim Strangpressen erreichten Temperaturen ab. Nach dem

Strangpressen weist die Aluminiummatrix eine <100>/<111> Doppelfasertextur auf.

Der Eigenspannungszustand der Strangpressprodukte wird durch die thermischen

Mikrospannungen bestimmt, die durch den Unterschied der thermischen Ausdeh-

nungskoeffizienten der Aluminiummatrix und der Siliziumpartikel verursacht werden.

Aufgrund der langsamen Abkühlung der Produkte treten nur geringe Makroeigen-

spannungen auf.

Der Materialfluss beim Reibrührschweißen wird durch die Verfahrensparameter be-

stimmt. Die thermischen Vorgänge während und nach dem Schweißen sind die Ur-

sache für die Eigenspannungen beim Reibrührschweißen. Die Lage der Eigenspan-

nungsmaxima ist stark vom Werkzeugdurchmesser abhängig. Durch die starke

Erwärmung wachsen die Ausscheidungen. Neben dem Ausscheidungszustand wird

die Mikrohärte durch Kaltverformung und die Korngröße bestimmt.

III

Vorwort des Betreuers

Die steigenden Anforderungen an den Eigenschaften von Werkstoffen erfordern eine

stetige Optimierung bzw. Neuentwicklung dieser, sowie ihrer Herstellungs- bzw. Be-

arbeitungsverfahren. Für die Anwendung ist es erforderlich, dass die Werkstoffe bzw.

ihr Verhalten hinreichend charakterisiert werden.

Im Rahmen der vorliegender Arbeit wird zum einen der neu entwickelte pulvermetal-

lurgische (PM) Aluminiumwerkstoff AlSi25Cu4Mg1 nach dem Strangpressen und

zum anderen die einphasige Aluminiumlegierung 6013 nach dem Reibrührschweißen

untersucht. Beide Verfahren sind durch eine hohe plastische Verformungen bei er-

höhter Temperatur gekennzeichnet. Durch hohe plastische Verformungen entstehen

Texturen, die ihrerseits zu Mikroeigenspannungen führen können. Weiterhin können

inhomogene plastische Verformungen sowie Temperaturgradienten bei der Warm-

umformung Eigenspannungen hervorrufen.

Zur zerstörungsfreien Texturanalyse und Eigenspannungsanalyse werden Beu-

gungsverfahren eingesetzt. Im oberflächennahen Bereich wird hierfür konventionelle

Röntgenstrahlung verwendet. Im Volumen werden für die Untersuchungen Neutro-

nen- und hochenergetische Synchrotronstrahlung, die eine hohe lokale Auflösung

ermöglichen, verwendet. Die mit den verschiedenen Verfahren verbundenen unter-

schiedlichen Eindringtiefen ermöglichen eine umfassende Untersuchung der gesam-

ten Probengeometrie.

Die Beurteilung des Gefüges und des Ausscheidungszustandes erfolgt durch beglei-

tende Untersuchungen am Lichtmikroskop sowie an REM und TEM. Die Festigkeits-

kennwerte der stranggepressten Profile werden mit Zugversuchen bei

Raumtemperatur und bei erhöhter Temperatur ermittelt. Als mechanischer Kennwert

der reibrührgeschweißten Bleche wird die Mikrohärte berücksichtigt.

Änderungen der Werkstoffeigenschaften und der Zusammenhänge zwischen Pro-

zessparametern, Gefüge, Eigenspannungen und Textur vorgenommen werden be-

trachtet.

Berlin, im September 2001 Walter Reimers

Vorwort des Verfassers

Die vorliegende Arbeit entstand während meiner Tätigkeit als wissenschaftlicher Mit-

arbeiter in der Abteilung „Strukturforschung - Werkstoffe“ am Hahn-Meitner-Institut

Berlin in den Jahren 1998-2001.

Mein besonderer Dank gilt dabei Herrn Prof. Dr. W. Reimers, dem Leiter der Abtei-

lung, für die Anregung und Betreuung der Arbeit. Weiterhin danke ich für die Über-

nahme des Gutachtens.

Herrn Prof. Dr. H. Schubert danke ich herzlich für das Interesse, das er dieser Arbeit

entgegengebracht hat und für die Erstellung des Gutachtens.

Bei Herrn Prof. Dr. M. H. Wagner bedanke ich mich besonders für die Übernahme

des Vorsitzes im Promotionsausschuss.

Für die fachlichen anregenden Diskussionen und Ratschläge bin ich Frau Dr. A.

Pyzalla, die auch die kritische Durchsicht des Manuskriptes übernommen hat, sehr

dankbar.

Weiterhin möchte ich mich bei Dr. Ch. Genzel für die fachlichen Diskussionen und

Hinweise bedanken. Ferner gilt mein Dank der gesamten Arbeitsgruppe „Zentrum für

Eigenspannungsanalyse“ für ihre Unterstützung und die gute Zusammenarbeit, ins-

besondere Herrn cand.-Ing. E. Lima und Herrn cand.-Ing. E. Wild.

Berlin, im September 2001 Jörg Wegener

Inhaltsverzeichnis

0 Formelzeichen und Abkürzungen.....................................................................VII

1 Einleitung...............................................................................................................1

2 Stand der Erkenntnisse........................................................................................4

2.1 Formgebungsprozesse....................................................................................4

2.1.1 Strangpressen..........................................................................................5

2.1.2 Reibrührschweißen ................................................................................12

2.2 Mikrostrukturelle Veränderungen bei der Warmverformung........................15

2.2.1 Metallkundliche Prozesse ......................................................................15

2.2.2 Texturen .................................................................................................19

2.2.3 Eigenspannungen ..................................................................................31

3 Ziel der Arbeit......................................................................................................44

3.1 Strangpressen von PM-AlSi25Cu4Mg1 ........................................................44

3.2 Reibrührschweißen der Aluminiumlegierung 6013.......................................45

4 Experimentelle Untersuchung...........................................................................46

4.1 Stranggepresstes PM-AlSi25Cu4Mg1 ..........................................................46

4.2 Reibrührschweißverbundenes Al 6013.........................................................49

4.3 Mikrostruktur..................................................................................................50

4.4 Untersuchungen mit Beugungsmethoden ....................................................52

4.4.1 Konventionelle Röntgenstrahlung..........................................................52

4.4.2 Neutronenstrahlung................................................................................55

4.4.3 Hochenergetische Synchrotronstrahlung ..............................................56

4.5 Mechanische Werkstoffprüfung.....................................................................59

Inhaltsverzeichnis

5 Ergebnisse...........................................................................................................60

5.1 Strangpressprodukte aus PM-AlSi25Cu4Mg1..............................................60

5.1.1 Strangpressen........................................................................................60

5.1.2 Mikrostruktur...........................................................................................66

5.1.3 Textur......................................................................................................73

5.1.4 Eigenspannungen ..................................................................................91

5.1.5 Mechanische Eigenschaften..................................................................98

5.2 Reibrührgeschweißte Al-6013 Bleche.........................................................103

5.2.1 Mikrostruktur.........................................................................................103

5.2.2 Textur....................................................................................................108

5.2.3 Eigenspannungen ................................................................................112

6 Diskussion .........................................................................................................122

6.1 Strangpressprodukte aus PM AlSi25Cu4Mg1............................................122

6.1.1 Strangpressen......................................................................................122

6.1.2 Mikrostruktur.........................................................................................125

6.1.3 Textur....................................................................................................127

6.1.4 Eigenspannungen ................................................................................132

6.1.5 Mechanische Eigenschaften................................................................133

6.2 Reibrührgeschweißte Al-6013 Bleche.........................................................135

6.2.1 Mikrostruktur.........................................................................................136

6.2.2 Textur....................................................................................................138

6.2.3 Eigenspannungen ................................................................................138

7 Folgerung...........................................................................................................145

8 Zusammenfassung ...........................................................................................147

8.1 Strangpressen von PM-AlSi25Cu4Mg1 ......................................................147

8.2 Reibrührschweißen der Aluminiumlegierung 6013.....................................149

9 Literaturverzeichnis..........................................................................................152

0 Formelzeichen und Abkürzungen

VII

0 Formelzeichen und Abkürzungen

Formelzeichen:

A Querschnittsfläche der Probe

A0Querschnittsfläche der Probe im Ausgangszustand

AgGleichmaßdehnung

c Lichtgeschwindigkeit im Vakuum

D Durchmesser

dhkl Gitterebenenabstand der Gitterebenenschar {hkl}

d0Gitterebenenabstand im dehnungsfreien Zustand

hkl

dGitterebenenabstand der Gitterebenenschar {hkl} im dehnungsfreien

Zustand

hkl

dϕψ Gitterebenenabstand der Gitterebenenschar {hkl} im Messpunkt (ϕ,ψ)

dV Volumenanteil

E Energie

f Volumenanteil

Fhkl Flächenhäufigkeit einer Netzebenenschar

FKraft

h Planck’sche Konstante

i, j Zählvariablen (Werte von 1-n)

J(g) Texturindex (Orientierung)

KiKristallsystem

kfFließgrenze

l Länge

l0Ausgangslänge

LiKomponente des Richtungsvektors im Laborsystem

PiKomponente des Richtungsvektors im Probensystem

r Radius

RmZugfestigkeit

0 Formelzeichen und Abkürzungen

VIII

Rp0,2 0,2 % Dehngrenze

Rp1 1 % Dehngrenze

RT Raumtemperatur

hkl

s,½hkl

sDiffraktionselastische Konstanten der Gitterebenenschar {hkl}

V Volumen

v Geschwindigkeit

Vpr Gesamtpressverhältnis

α,β,γ,... Phasen eines mehrphasigen Werkstoffes

εEinachsige Dehnung

hkl

εϕψ Gitterebenendehnung der Gitterebenenschar {hkl} im Messpunkt (ϕ,ψ)

•

εDehngeschwindigkeit

ϕAzimutwinkel

ϕUmformgrad

•

ϕUmformgeschwindigkeit

ϕ1,Φ,ϕ2Eulerwinkel

λWellenlänge

θReflexionswinkel (halber Beugungswinkel)

ψInklinationswinkel

σI,σII,σIII Eigenspannung I., II. und III. Art

Abkürzungen:

BSE Rückstreuelektronen (engl. back scanning electron)

DEK Diffraktionselastische Konstanten

DIC Phaseninterferenzkontrast

EDX Energiedispersive Röntgenanalyse

ESRF European Synchrotron Radiation Facility, Grenoble, Frankreich

FSW Reibrührschweißen (eng.: friction stir welding)

GP Guinier-Preston-Zonen

0 Formelzeichen und Abkürzungen

GPB Guinier-Preston-Bagaryatsky-Zonen

hkl Miller-Indizes einer Gitterebene

HMI Hahn-Meitner-Institut Berlin, Deutschland

ID Insertion Device am ESRF

ID15 Beamline am ESRF, Grenoble, Frankreich

JCPDS Datenbank

KαCharakteristische α-Strahlung

kfz Kubisch-flächenzentriert

krz Kubisch-raumzentriert

NR Normalenrichtung

ODF Orientierungsverteilungsfunktion (engl.: Orientation Distribution Functi-

on)

OED Ortsempfindlicher Detektor

QR Querrichtung

REM Rasterelektronenmikroskop

SE Sekundärelektronen

TEM Transmissionselektronenmikroskop

TMEZ thermomechanisch beeinflusste Zone

uvw Miller-Indizes einer Gitterrichtung

PM Pulvermetallurgisch

WEZ Wärmeeinflusszone

WR Walzrichtung

1 Einleitung

Aluminiumlegierungen werden seit geraumer Zeit für die Luft- und Raumfahrt, für den

Maschinenbau, für die Chemische- und Nuklearindustrie, für die Fahrzeugindustrie

sowie für Sportartikel entwickelt. Antrieb für diese Entwicklung ist stets die Forderung

nach einer Erhöhung der Wirtschaftlichkeit, d.h. im Falle des Automobilbaus: Steige-

rung des Wirkungsgrades, Reduzierung des Kraftstoffverbrauches und Verbesserung

der Abgaswerte. Der Ersatz von Bauteilen aus Stahl und Grauguss durch Bauteile

aus Aluminiumwerkstoffen ist aufgrund des Dichteverhältnisses von Aluminium zu

Eisenwerkstoffen von 1:3 sehr interessant. Daher können durch den Einsatz von Alu-

miniumwerkstoffen Gewichtsreduzierungen erreicht werden, die besonders bei be-

wegten bzw. beschleunigten Massen sehr effektiv hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit

sind. Dieses ist insbesondere dann der Fall, wenn eine Optimierung der Bauteilgeo-

metrie durch Ausnutzung verbesserter Werkstoffeigenschaften nicht möglich ist, da

das Bauteilvolumen durch andere konstruktive Bedingungen konstant gehalten wer-

den muss.

Beim Einsatz in Verbrennungsmotoren z.B. als Hochleistungskolben, Laufbuchse,

Einlassventil etc. ergeben sich weitere Anforderungen an den Werkstoff [HUM95]:

• Hohe statische und dynamische Festigkeit bei Einsatztemperaturen bis zu

450°C.

• Erhöhter E-Modul auf Werte bis zu 100 GPa bei Raumtemperatur, mit nur ei-

ner mäßigen Verringerung bei höheren Temperaturen.

• Hohe Temperaturwechselfestigkeit.

• Hohe Verschleißbeständigkeit bei abrasiver bzw. gleitender Beanspruchung

unter wechselnden Bedingungen.

• Geringer thermischer Ausdehnungskoeffizient.

• Gute thermische Leitfähigkeit.

• Extreme Gefügestabilität bis zu Temperaturen weit über der Einsatztempera-

tur.

• Hohes Formänderungsvermögen bzw. gute Bearbeitbarkeit.

Ein solches Anforderungsprofil, besonders der Aspekt der hohen Anwendungstem-

peratur, kann von Aluminiumlegierungen mit der üblichen Ausscheidungshärtung

nicht erfüllt werden. Daher kommen für den Einsatz in Verbrennungsmotoren nur A-

luminiumwerkstoffe mit Dispersionsverfestigung in Frage, um Versetzungsbewegung

bei allen Betriebstemperaturen zu blockieren. Als Dispersoide kommen keramische

1 Einleitung

oder intermetallische Verbindungen mit geringen Diffusionsgeschwindigkeiten in der

Aluminiummatrix zum Einsatz.

Um den thermischen Ausdehnungskoeffizienten zu reduzieren, wird eine hinreichend

große Menge Silizium im Aluminiumwerkstoff benötigt. Der überwiegende Anteil des

Siliziums sollte zweckmäßigerweise als primäre Ausscheidung in der Aluminiummat-

rix vorliegen, um den E-Modul des Werkstoffes zu erhöhen. Die Größe, die Vertei-

lung und der Anteil der primären Siliziumausscheidungen beeinflussen auch sehr

stark die Dauer- und die Verschleißfestigkeit. Für hohe Dauerfestigkeitwerte sind

kleine Ausscheidungen des Siliziums mit einer Größe von 2-3 µm geeignet. Gute

tribologische Eigenschaften werden durch Ausscheidungsgrößen von 20-30 µm er-

reicht [HUM99]. Für jeden Einsatz ist daher je nach Anforderungsprofil an den Werk-

stoff ein Kompromiss zu finden. Eine neue Entwicklung auf dem Gebiet der Alumini-

umwerkstoffe mit hohem Siliziumgehalt ist der pulvermetallurgische Werkstoff

AlSi25Cu4Mg1.

Das Strangpressen ist nach DIN 8580 in die Untergruppe Druckumformung der Um-

formverfahren eingeordnet. Der allseitige Druckspannungszustand in der Umformzo-

ne ist besonders günstig für das Formänderungsvermögen. Neben großen Formän-

derungen in einem Umformschritt, der Herstellung von Profilen mit komplizierten

Querschnitten, können auch schwerer verformbare Werkstoffe umgeformt werden

[MÜL95]. Bedingt durch unterschiedliche Halbzeuggeometrien, zu verpressende Ma-

terialien und Anforderungen an das Produkt, sind unterschiedliche Ausführungen des

Strangpressens entwickelt worden. Für Aluminium und seine Legierungen ist das

Strangpressen das bevorzugte Verfahren zur Herstellung von Halbzeugen mit kon-

stantem Querschnitt über große Längen. Auch zur Umformung von AlSi25Cu4Mg1

sind Strangpressverfahren geeignet.

Ein neues Verfahren, das Warmformgebung und Fügen verbindet, ist das Reibrühr-

schweißen (FSW, eng.: friction stir welding). Das Reibrührschweißen wurde 1991

erfunden [THO91] und wird mittlerweile in ersten industriellen Anwendungen einge-

setzt. Das Verfahren eignet sich besonders gut zum Verschweißen von Leichtmetal-

len wie zum Beispiel Aluminium [THO91]. Bei diesem Verfahren wird ein zylinderför-

miges Werkzeug eingesetzt, das aus einem profilierten Stift besteht, der unter einer

Schulter angeordnet ist. Dieser Stift wird rotierend zwischen die Werkstücke einge-

bracht, wobei sich das Material durch die auftretende Reibung erwärmt und plastifi-

ziert. Wenn der Grad der Plastifizierung ein ausreichendes Maß erreicht hat, wird der

Stift entlang der Naht geführt. Dabei wird das plastifizierte Material vom Stift durch

die Rotation verrührt und zur Rückseite verdrängt, so dass sich die Bleche am hinte-

ren Ende des Werkzeuges in einem Warmumformprozess verbinden. Beim Abkühlen

1 Einleitung

bildet sich eine feste Verbindung. Der Schmelzpunkt wird nicht erreicht. Da der FSW-

Prozess, im Gegensatz zu konventionellen Schmelzschweißverfahren, bei Tempera-

turen unterhalb des Schmelzpunktes erfolgt, werden nachteilige Gefügeveränderun-

gen beim Erstarren der Schmelze vermieden. Neben der hohen statischen Festigkeit

der Nahtverbindung ist auch die hohe Ermüdungsfestigkeit [DAL98, GOU98] der un-

behandelten Schweißnaht hervorzuheben, die insbesondere auf die poren- und kerb-

freie Nahtausbildung zurückzuführen ist.

Das Reibrührschweißen zeichnet sich als Verfahren ab, das durch das hohe Automa-

tisierungspotential und den Wegfall von Nieten und Überlappungen eine gleichzeitige

Reduktion von Herstellungskosten und Gewicht von Luft- und Raumfahrtstrukturen

ermöglicht [ARB98, JON98, WAL98]. Bislang wird das Verfahren auf Maschinen ein-

gesetzt, die in ihrem Aufbau Fräsmaschinen ähnlich sind. In Zukunft werden Indust-

rieroboter in der Lage sein, ausreichende Kräfte aufzubringen. Dabei wird eine höhe-

re Flexibilität hinsichtlich Fügegeometrie und Nahtlage erreicht. Auf diese Weise

lassen sich künftig auch Aluminiumlegierungen bzw. Aluminiumwerkstoffe

(Al-MMC´s), die bisher nicht geschweißt werden konnten, miteinander verschweißen

[PAL99]. Metallurgisch ist die FSW-Schweißbarkeit mit der Strangpressbarkeit der zu

fügenden Werkstoffe zu vergleichen [PAL99]. Das Verfahren wird es den Herstellern

in naher Zukunft erlauben, große Leichtmetallbleche zusammenzufügen, wie sie bei

der Herstellung von Großraumflugzeugen, z.B. dem Airbus A3XX gebraucht werden.

Die weitere Entwicklung bzw. der Einsatz des FSW-Prozesses in der Praxis ist ab-

hängig davon, dass ein ausreichendes Verständnis über die im Prozess entstande-

nen Mikrostrukturen und die Eigenspannungen, über die z. Zt. wenig bekannt ist,

gewonnen wird.

2 Stand der Erkenntnisse

2.1 Formgebungsprozesse

Umformen heißt nach DIN 8580 die gegebene Form eines festen Körpers in eine be-

stimmte andere Form unter Beibehaltung von Masse und Stoffmenge zu überführen,

d.h. Beherrschung der Geometrie. Im Gegensatz dazu ist das Verformen eine Ände-

rung der Form ohne Beherrschung der Geometrie. Die Umformverfahren werden

nach der wirksamen Spannung in der Umformzone in die Gruppen Druck-,

Zug-Druck-, Zug-, Biege- und Schubumformen eingeteilt. Kriterien für Untergruppie-

rungen sind Relativbewegung Werkzeug-Werkstück, Werkzeuggeometrie und Werk-

stückgeometrie. Häufig werden zwei oder mehr Grundverfahren kombiniert, d.h.

gleichzeitig oder nacheinander in einem Arbeitsgang durchgeführt. Der Werkstoff-

fluss bei der Umformung von Werkstoffe wird nicht nur durch seine Zusammenset-

zung und Gefügeausbildung, sondern auch durch die Temperatur und die Geschwin-

digkeit des Umformprozesses sowie durch die Gestaltung der Umformwerkzeuge

bestimmt. Die Umformbarkeit eines Werkstoffes wird durch sein Formänderungsver-

mögen und seinen Formänderungswiderstand bestimmt.

Bei metallischen Werkstoffen wird zwischen Kaltumformen und Warmumformen un-

terschieden. Das Kaltumformen erfolgt bei Temperaturen unterhalb der Rekristallisa-

tionstemperatur des betreffenden Metalls, überwiegend aber bei Raumtemperatur,

das Warmumformen oberhalb der Rekristallisationstemperatur. Bei der Kaltumfor-

mung führt Kaltverfestigung zu einer Festigkeitssteigerung, die durch Rekristallisati-

onsglühen rückgängig gemacht werden kann. Durch den Fortfall des Wärmeeinflus-

ses auf Werkstofffestigkeit und Schwindung ergibt die Kaltumformung maßgenauere

Werkstücke als die Warmumformung. Von besonderer Bedeutung, für die Gleichmä-

ßigkeit der Umformung über den Querschnitt des Umformproduktes, sind die Gestalt

des Produktes und die Reibung zwischen Werkstück und Werkzeug.

Zur Charakterisierung von Umformvorgängen werden die in der Umformzone herr-

schenden mechanischen Spannungen den Richtungen eines dreiachsigen räumli-

chen Koordinatensystems zugeordnet. In jeder Richtung treten in der Schnittebene

eine Normalspannung und zwei senkrecht dazu stehende Schubspannungen auf.

Üblicher Weise werden die Koordinaten parallel zu den Richtungen der größten

Normalspannungen gelegt. Der Spannungszustand lässt sich so allein durch die drei

Normalspannungen σ1,σ2und σ3(Hauptspannungen) beschreiben, da definitions-

gemäß keine Schubspannungen vorhanden sind. Nach der Fließhypothese von

2 Stand der Erkenntnisse

Tresca tritt plastisches Fließen ein, wenn zwischen der größten und der kleinsten

Hauptspannung eine bestimmte Differenz vorhanden ist. Diese Differenz wird als kri-

tischen Spannung (Fließspannung) bezeichnet und in der Umformtechnik mit der

Werkstoffgröße Fließgrenze kfgekennzeichnet. Hierbei ist es gleichgültig, ob das

plastische Fließen durch Druck- oder Zugspannungen zustande kommt.

Der Bereich vor Erreichen dieser Fließgrenze wird als elastischer Bereich bezeich-

net, in dem eine reversible Formänderung erfolgt. Im Fließbereich selbst treten so-

wohl plastische als auch elastische Verformungen auf. Bei einer einachsigen Bean-

spruchung, z. B beim Zug- oder Stauchversuch, kann die Fließgrenze aus der auf die

momentane Querschnittsfläche Abezogenen Kraft Fberechnet werden.

Im Falle der einachsigen Verformung wird zur Beschreibung der plastischen Verfor-

mung die Dehnung

der Probe aus dem Verhältnis von Ausgangslänge l0und End-

länge lbestimmt.

ll −

=ε (2.1)

Als einfaches Maß für die Größe plastischer Formänderungen lässt sich, bei Annah-

me homogener Umformung aus der Änderung äußerer Werkstückabmessungen, der

Umformgrad ϕangeben. Er wird als natürlicher Logarithmus des Quotienten der

Querschnittsfläche A0vor der Umformung und Querschnittsfläche A nach der Um-

formung gebildet.

ln 0

=ϕ (2.2)

Es ergibt sich der Zusammenhang zwischen Dehnung und Umformgrad wie folgt:

)1ln( ε+=

(2.3)

Bei der Umformung eines Werkstücks in mehreren Schritten wird der Gesamtum-

formgrad aus der Summe der Einzelumformgrade berechnet. Bei einfacher mehrdi-

mensionaler Umformung wird der Umformgrad i. d. R. für die Richtung der maxima-

len Umformung angegeben, bei komplizierterer mehrdimensionaler Umformung

werden tensorielle Größen verwendet.

2.1.1 Strangpressen

Das Strangpressen ist nach DIN 8580 in die Untergruppe Druckumformung der Um-

formverfahren eingeordnet. Von besonderer Bedeutung für das Strangpressen ist,

dass alle drei Hauptspannungen Druckspannungen sind. Die Spannung in axialer

2 Stand der Erkenntnisse

Richtung σ3ist dem Betrag nach am größten. Bei einem zylindrischen Bolzen sind

die Spannungen in radialer Richtung σ1und die Spannungen in tangentialer Richtung

σ2etwa gleich groß, im Betrag aber kleiner als σ3.

Nach der Fließhypothese von Tresca ist die Fließgrenze vom Spannungszustand

unabhängig, das Formänderungsvermögen eines Werkstoffes hingegen vergrößert

sich mit zunehmendem mittleren Druck. Durch die Plastifizierung unter mehrachsi-

gem Druck wird beim Strangpressen ein hohes Formänderungsvermögen der umzu-

formenden Werkstoffe erreicht [LAU76, FRO95].

Für Aluminium und seine Legierungen ist das Strangpressen das bevorzugte Verfah-

ren zur Herstellung von Halbzeugen mit konstantem Querschnitt über große Längen

[LAU76]. Beim Strangpressen von Metallmatrixverbundwerkstoffen (MMC´s) werden

höhere Kräfte zur Umformung benötigt als beim Strangpressen der entsprechenden

Metallmatrix. Das Strangpressen von pulvermetallurgisch hergestellter Aluminiumle-

gierungen mit hohen Siliziumgehalt wird in [MÜL94, MÜL96] beschrieben.

Bedingt durch unterschiedliche Halbzeuggeometrien, zu verpressende Materialien

und Anforderungen an das Produkt sind unterschiedliche Ausführungen des Strang-

pressens entwickelt worden (Abb. 2.1). So unterscheidet man nach der Verarbei-

tungstemperatur Kalt- und Warmstrangpressen. Nach der Strangbewegung relativ

zur Stempelbewegung wird zwischen direktem und indirektem Strangpressen unter-

schieden. Je nach Art der Krafteinleitung unterscheidet man zwischen konventionel-

lem und hydrostatischem Strangpressen, von der Lage der Pressachse abhängig

nach liegender oder stehender Bauweise. Weiterhin wird unterschieden, ob mit oder

ohne Schale und im letztgenannten Fall mit oder ohne Schmierung gepresst wird.

[ALT79, KAR95, LAU76, SIE95]

Aus dem Produktschnitt Aund dem Ausgangsquerschnitt A0errechnet sich das Ge-

samtpressverhältnis VPr zu:

Pr =(2.4)

Aus dem logarithmischen Gesamtpressverhältnis ergibt sich nach (2.2) der Umform-

grad

. Die Produktgeschwindigkeit und die Stempelvorschubgeschwindigkeit kön-

nen über den Zusammenhang (2.5) ineinander umgerechnet werden.

StempelProduktPr vVv ⋅= (2.5)

Da der Materialfluss beim Strangpressen in der Umformzone eine starke Beschleuni-

gung erfährt, bereitet die Bestimmung der Formänderungsgeschwindigkeit Schwie-

2 Stand der Erkenntnisse

rigkeiten [LAU76]. Aus der Literatur ist eine Abschätzung für eine mittlere Formände-

rungsgeschwindigkeit bekannt, die zur Vereinfachung von einer kegeligen Umform-

zone voraussetzt [LAU76]. In der Formel (2.6) gibt Dden Aufnehmerdurchmesser an.

v6 Stempel

mittel

ϕ⋅⋅

=ϕ

•

(2.6)

Abb. 2.1: Prinzipielle Darstellung der Strangpressverfahren und des Materialflus-

ses [KAR95]

Der prinzipielle Arbeitsablauf besteht aus mehren Schritten und wird im weiteren kurz

zusammengefasst. Zunächst wird auf das Sprühkompaktieren eingegangen, das die

Möglichkeit zur Herstellung von Pressbolzen mit hohem Hartstoffanteil bietet.

Pressbolzenherstellung durch Sprühkompaktieren

Das Sprühkompaktieren ist eine neue Technologie zur Herstellung endkonturnaher

Bauteile oder Halbzeuge wie Rohre, Scheiben, Stangen oder Bleche. Diese Verfah-

renstechnik lässt sich an der Grenze zwischen pulvermetallurgischen Fertigungs-

techniken und endabmessungsnahem Gießen einordnen. Durch Sprühkompaktieren

hergestellte Werkstoffe besitzen sehr feine, mit PM-Werkstoffen vergleichbare Gefü-

ge mit homogenen Element- und Phasenverteilungen, minimalen Seigerungen, ho-

her Reinheit und daraus resultierenden hervorragenden mechanischen und physika-

lischen isotropen Eigenschaftsprofilen sowie verbesserter Beständigkeit unter

korrosiven Bedingungen [STO97]. Das Sprühkompaktieren ist im Besonderen auch

2 Stand der Erkenntnisse

für schwer gießbare Legierungen sinnvoll einsetzbar. Es bietet die Möglichkeit, stark

übereutektische Al-Si-Legierungen mit sehr feinen, homogen verteilten Si-Partikeln

als Pressbolzen zum Strangpressen herzustellen.

Das Sprühkompaktieren (Abb. 2.2) kann als Sonderfall des Pulververdüsens ange-

sehen werden.

Abb. 2.2: Schematische Darstellung Sprühkompaktierung, Vertikal-Anlage

[HUM99, STO97]

Wie beim Pulververdüsen wird bei der Sprühkompaktierung der Schmelzstrahl einer

hoch übersättigten und stark überhitzten Metallschmelze mittels Kühlgas zerstäubt

und sehr schnell abgekühlt. Bedingt durch die schnelle Abkühlung bleibt der Übersät-

tigungszustand in den Pulverteilchen erhalten. Gleichzeitig bilden sich die Dispersoi-

de, d.h. intermetallische Partikel, welche die Warmfestigkeit des Werkstoffes sichern.

Zur Herstellung eines Verbundwerkstoffes (MMC) durch Sprühkompaktieren werden

über eine Zusatzdüse (Partikel Injektor) Feststoffpartikel in den Verdüsungsstrahl

injiziert. Pulverteilchen und Feststoffpartikel treffen zusammen auf einen rotierenden

absenkbaren Drehteller, dabei sind ca. 80% der Pulverteilchen erstarrt. Der noch

flüssige bzw. teilflüssige Anteil des Teilchenstrahls wird zur Herstellung des Teil-

chenverbundes auf dem Drehteller bzw. auf der neu entstandenen Blockoberfläche

benötigt. Die erreichbare Dichte der sprühkompaktierten Bolzen liegt oberhalb von

97% der theoretischen Dichte des Materials. Vollständige Konsolidierung erfolgt nach

einer homogenisierenden Glühung durch Strangpressen, aufgrund der hohen Dichte

ist lediglich ein geringer Umformgrad nötig [HUM95, HUM99, SIE94, STO97]. Das

2 Stand der Erkenntnisse

Sprühkompaktieren ist derzeit das einzige Verfahren zur Herstellung von Pressbol-

zen zum Strangpressen aus Aluminiumlegierungen mit hohen Siliziumgehalten, bei

dem das Silizium in Form kleiner und homogen verteilter Partikel vorliegt.

Direktes Strangpressen

Beim direkten Strangpressen (Abb. 2.1. oben) wird, nach dem Einbringen von Press-

bolzen und Pressscheibe in den Aufnehmer, die Presskraft über den Pressstempel

auf die Pressscheibe übertragen, diese überträgt sie weiter auf den Bolzen. Zuerst

wird der Bolzen auf den Innendurchmesser des Aufnehmers aufgestaucht, anschlie-

ßend wird das Material durch die Matrize gedrückt. Dabei gleitet die äußere Schicht

des Blockes mehr oder weniger leicht an der Aufnehmerwand entlang, d.h. es ent-

steht Reibung. Ein Teil der Presskraft muss aufgebracht werden, um diese Reibung

zu überwinden [LAU76]. Wenn das Material an der Aufnehmerwand haftet, kommt es

zu einem ungleichmäßigen Fließen des Werkstoffes. Das Innere des Bolzens fließt

vor dem Randbereich. Je nach Ausmaß der Adhäsion zwischen Umformwerkstoff

und Aufnehmerwand kann die Schubspannung ihren oberen Grenzwert, der durch

die Schubfließspannung des Werkstoffes gegeben ist, erreichen. Bei Aluminium kann

völliges Abscheren im Aufnehmer angenommen werden [LAN81]. Je nachdem, ob

aufgrund eines genügend großen Spaltes zwischen Pressscheibe und Aufnehmer

die Blockaußenzone beim Pressen vom Block abgeschert wird und als Schale an der

Innenwand des Aufnehmers haften bleibt oder ob sich nur eine dünne Pressgut-

schicht an der Innenwand des Aufnehmers entwickelt, unterscheidet man zwischen

direktem Strangpressen ohne Schale und ohne Schmierung und direktem Strang-

pressen mit Schale und ohne Schmierung [KAR95, LAU76, SIE95]

Beim direkten Warmstrangpressen mit Flachmatrizen ohne Schmierung treten über-

wiegend die Fließtypen B und C nach W. Dürrschnabel [SIE95] auf, wobei der Über-

gang zwischen beiden Typen fließend ist. Der Fließtyp B tritt auf bei homogenem

Bolzenwerkstoff und deutlicher Reibung zwischen Bolzen und Aufnehmer sowie zwi-

schen Bolzen und Matrizenstirnfläche. Der Fließtyp C tritt bei den gleichen Rei-

bungsverhältnissen wie Typ B, aber bei inhomogenen Bolzenwerkstoffen, auf. Bei

einem inhomogenen Bolzenwerkstoff ist die Fließspannung in der Bolzenaußenzone

deutlich verschieden von der Fließspannung im Bolzenkern. Dies ist z.B. der Fall,

wenn ein Temperaturgradient vorliegt. Die Fließtypen B und C sind durch mehrere

Zonen gekennzeichnet (Abb. 2.3). Vor der Matrize bilden sich eine „tote Zone“ und

eine schmale „Scherzone“ aus. Die Scherzone bildet beim axialsymmetrischen

Strangpressen eine Art Trichter für die primäre Umformzone. In der reibungsbeein-

flussten Randzone der Bolzenaußenzonen tritt eine Scherverformung auf. Auf Grund

des Rückflusses der Bolzenaußenzone bildet sich eine sekundäre Umformzone am

2 Stand der Erkenntnisse

Ende des Bolzens. Der Bolzenkern ist weitgehend von den anderen Zonen unbeein-

flusst.

Abb. 2.3: Prinzipielle Darstellung des Materialflusses beim direktem Strangpres-

sen [KAR95]

Bei den Fließtypen B und C wird auf Grund der Reibung zwischen Bolzen und Auf-

nehmer die Bolzenaußenzone zurückgehalten, demzufolge fließt der Bolzenkern vor.

Durch das Abscheren in der Bolzenaußenzone wird in der Umformzone eine neue

Außenzone für das Produkt erzeugt, d.h. die Bolzenoberfläche ist nicht identisch mit

der Produktoberfläche.

Indirektes Strangpressen

Beim indirekten Strangpressen wird, wie auch beim direkten Strangpressen, zu-

nächst der Bolzen aufgestaucht. Hierbei verschließt ein kurzer Verschlussstempel mit

Pressscheibe den Aufnehmer von der einen Seite. Von der anderen Seite wird die

Matrize in den Aufnehmer eingeführt, die sich gegen einen feststehenden Hohlstem-

pel abstützt. Beim Pressen bewegen sich Bolzen und Aufnehmer gemeinsam, d.h. es

kommt zu keiner Relativbewegung und dementsprechend auch zu keiner Reibung

zwischen Block und Aufnehmerwand. Hierin ist der grundlegende Unterschied zum

direktem Strangpressen zu sehen. Dieses Pressverfahren wird angewandt, wenn die

beim direktem Strangpressen auftretende Reibungskraft die erforderliche Gesamt-

presskraft so stark ansteigen lässt, dass das Verfahren eingeschränkt wird und/oder

die Reibungsarbeit soviel Wärmemenge in das System einbringt, dass die Pressge-

schwindigkeit und/oder die Produktgüte gemindert wird/werden [KAR95, SIE95].

Der verfahrenstypische Hohlstempel ist Nachteil des Verfahrens. Er begrenzt durch

den Durchmesser seiner Bohrung den profilumschreibenden Kreis des Pressproduk-

2 Stand der Erkenntnisse

tes. Der Außendurchmesser des Hohlstempels muss kleiner als der Innendurchmes-

ser des Aufnehmers sein. Da der Hohlstempel beim Pressen durch die Presskraft als

Reaktionskraft belastet wird, kann die Bohrung des Hohlstempels nicht beliebig groß

gewählt werden, sondern richtet sich nach der zulässigen Beanspruchung des Hohl-

stempelwerkstoffes. Wie beim direktem Strangpressen unterscheidet man das Ver-

fahren weiter nach Pressen mit bzw. ohne Schale bzw. Schmierung.

Beim indirekten Strangpressen staut sich das Umformgut vor der Matrize auf und

bewegt sich nicht entlang der Matrizenstirnfläche. Es ergibt sich eine wenige Millime-

ter starke Pressgutschicht, die nicht in das Pressprodukt einfliest und als „tote Zone“

bezeichnet wird. Über der toten Zone bildet sich die Umformzone aus (Abb. 2.4). Da

zwischen Pressbolzen und Aufnehmer keine Reibung vorliegt, bilden sich keine wei-

teren Zonen aus. Beim indirekten Strangpressen ohne Schale fließt die Bolzenau-

ßenzone über die Umformzone in die Produktaußenzone [SIE95].

Abb. 2.4: Prinzipielle Darstellung des Materialflusses beim indirektem Strang-

pressen [KAR95]

2 Stand der Erkenntnisse

2.1.2 Reibrührschweißen

Reibung ist eine bekannte und effiziente Energiequelle, die seit geraumer Zeit indus-

triell für das Schweißen bei verschiedenen Verfahren genutzt wird [NIC97]. Im Jahr

1991 wurde in England von Wayne Thomas ein neues Verfahren entwickelt, das

Reibrührschweißen (eng: friction stir welding), das ebenfalls Reibung als Energie-

quelle nutzt [THO91].

Die Energiequelle des Reibrührschweißens, die Reibung, setzt eine Relativbewe-

gung, Druck und eine definierte Einwirkungszeit voraus. Diese drei Parameter bilden

das sogenannte Reibungsdreieck (eng.: friction triangle) [NIC98]. Anstatt die Relativ-

bewegung zwischen den zu fügenden Teilen selbst zu erzeugen, wird ein rotierendes

Werkzeug unter Druck zwischen die Teile eingebracht (Abb. 2.5).

Dieses spezifisch gestaltete zylindrische Werkzeug mit einem profilierten Pin, beste-

hen aus einem, im Vergleich zu dem zu verschweißenden Material, harten und ver-

schleißfesten Werkstoff. Es wird rotierend in die Kanten der zu schweißenden Teilen

hineingeführt.

Abb. 2.5: Schematische Darstellung des Reibrührschweißens nach [NIC98]

Nach dem Eindringen des profilierten Pins fast bis zur gesamten Stärke des Werk-

stücks wird das Werkzeug entlang der Verbindungslinie (Schweißnaht) versetzt. Die-

se Bewegung ermöglicht es, dass die Werkzeugschulter leicht in das Werkstück ein-

dringt. Durch die Rotation wird Reibungswärme in das zu schweißende Material

2 Stand der Erkenntnisse

eingebracht. Aufgrund der Temperaturerhöhung und der hohen erzeugten Kräfte

setzt plastisches Fließen von der Vorderseite zur Rückseite des Werkzeugs im Mate-

rial ein. Wenn das Material die Rückseite des Werkzeugs erreicht, kühlt es ab und

erstarrt. Dabei entsteht, ohne makroskopische Verschmelzung, eine vollständige,

porenfreie Schweißnaht.

Gegenüber konventionellen Schmelzschweißprozessen bietet das Reibrührschwei-

ßen eine Reihe von Vorteilen [DAL98, GOU98, GRA99, NIC98]. Sogar in langen

Schweißnähten treten nur geringe Verzerrungen auf. Ermüdungs-, Zug- und Bieg-

versuche [DAL98, GOU98] haben gezeigt, dass die Verbindung hervorragende me-

chanische Eigenschaften aufwiest. Das Verfahren kann in allen Positionen durchge-

führt werden, es ist energieeffizient, das Werkzeug wird nicht verbraucht, es sind

kein Fülldraht und kein Schutzgas erforderlich, um Aluminium zu schweißen. Beim

Reibrührschweißen gibt es keine Gasentwicklung, keine makroskopische Porosität,

keine Spritzer und nur eine geringe Schrumpfung. Weiterhin ist kein Schweißerzerti-

fikat erforderlich, gewisse Toleranzen in Hinblick auf unvollkommene Schweißvorbe-

reitungen, kleine Oxidschichten, können angenommen werden. Es ist kein Schleifen

und Bürsten in der Massenfertigung erforderlich.

Das Reibrührschweißen besitzt Ähnlichkeiten zu anderen Schweißmethoden, wie

z.B. dem Laserstrahl- und dem Elektronenstrahlschweißen. Bei allen drei Verfahren

bildet sich ein Schweißloch, das während des Schweißprozesses geschlossen wer-

den muss. Da beim Reibrührschweißen kein Aufschmelzen stattfindet und daher kein

flüssiges Material zur Verfügung steht, muss das Material durch plastisches Fließen

das Loch füllen. Die Auslegung des Schweißwerkzeuges und die richtige Auswahl

des Werkzeugwerkstoffes sind für die Qualität der Schweißnaht von großer Bedeu-

tung [NIC98, GOU98].

Das Rühren des Materials während des Schweißens und die Erhöhung der

Temperatur um die Schweißnaht herum bewirken Veränderungen in den

Werkstoffeigenschaften, wie z.B. Streckgrenze und Zugfestigkeit als Folge der

Diffusion und der plastischen Verformung in der Fügeverbindung. Durch den Prozess

entstehen nicht nur eine Rührzone und eine thermomechanisch beeinflusste Zone,

sondern auch unmittelbar anschließend eine Wärmeeinflusszone, mit Unterschieden

in den Werkstoffeigenschaften, wie z.B. Streckgrenze und Zugfestigkeit [GOU98,

LI98, NIC98, RHO97, SAT99, YAN98] Die unterschiedlichen Zonen sind in Abb. 2.6

schematisch dargestellt.

2 Stand der Erkenntnisse

Abb. 2.6: Schematische Darstellung der nach dem Reibrührschweißen typischen

entstandenen Gefügebereiche [DAL98]

Um die Änderungen der Werkstoffeigenschaften zu minimieren, versucht man, die

eingebrachte Wärme möglichst schnell aus dem Werkstück herauszuleiten. Dies wird

durch eine Kühlung des Werkstücks z.B. durch Wasser erreicht. Tatsächlich gelang

es bereits, den ganzen Prozess im Extremfall zu betreiben, nämlich unter Wasser

[NIC98]. Andere Möglichkeiten, wie z.B. eine innere Kühlung des Pins, die nicht nur

dazu beiträgt, die Werkstücktemperatur zu erniedrigen, sondern auch, die Lebens-

dauer des Werkzeuges zu erhöhen, werden auch erprobt bzw. angewendet. Diese

Bestrebungen ermöglichten deutliche Verbesserungen der mechanischen Eigen-

schaften, wie der Zugfestigkeit im Vergleich zu den anderen, nicht gekühlten Blechen

bei gleichen Schweißparametern [NIC98]. Eine andere Möglichkeit besteht darin, die

in die Verbindung eingebrachte thermische Energie genauer zu steuern.

Obwohl das Reibrührschweißen selbst als relativ einfacher Prozess zu betreiben ist,

sind die dabei wirkenden metallkundlichen Mechanismen komplex. Bemühungen,

den Prozess zu modellieren [BJO98, FRI98, GOU98, MCC98, MUR99, LI99] sowie

die mikrostrukturelle Entwicklung während des Schweißens zu charakterisieren

[DAL98, GOU98, LI98, NIC98, RHO97, SAT99, YAN98] sind reichlich in der Literatur

vorhanden. Sie können aber bisher die Komplexität des Prozesses nicht ausreichend

berücksichtigen, so dass die Ergebnisse eher auf Einzelfälle bei bestimmten Ver-

suchsparametern und Legierungen [LI99, MUR99] begrenzt sind.

2 Stand der Erkenntnisse

Für die Prozessauslegung ist es wichtig, die kritischen Temperaturbereiche zu kon-

trollieren. Die Temperaturen auf der Blechoberfläche (besonders an den beiden Kan-

ten) dürfen nicht die Schmelztemperatur des zu schweißenden Werkstoffs über-

schreiten. Dies würde zu einer Beeinträchtigung der Verbindungsqualität führen.

Andererseits darf die Temperatur in dem zu rührenden (schweißenden) Bereich nicht

zu niedrig sein, damit der Pin das Fügen realisieren kann. Die Wärmeerzeugung

muss so eingestellt werden, dass ausreichend hohe Temperaturen in den zu

schweißenden Bereichen, und zwar bis zur Wurzel des Bleches, erreicht werden,

ohne dass es auf der Blechoberfläche zu Aufschmelzungen kommt. Die Wärmezu-

fuhr kann durch die Schweißparameter Pin-Umdrehungsgeschwindigkeit, Vorschub

und Werkzeugdurchmesser variiert und optimiert werden.

2.2 Mikrostrukturelle Veränderungen bei der Warmverfor-

mung

2.2.1 Metallkundliche Prozesse

Plastische Verformungen setzen Verfestigungsmechanismen in Gang. Die Verfesti-

gung äußert sich darin, dass auch die kritische Spannung anwächst, d.h. die Verfes-

tigung bewirkt eine Veränderung des elastischen Bereiches durch die vorausgegan-

gene plastische Verformung des Werkstoffes. Bei der Kaltumformung steigt die

Fließspannung infolge innerkristalliner Verfestigungsvorgänge mit zunehmendem

Umformgrad an. Bei der Warmumformung verringert sich der Einfluss des Umform-

grads mit steigender Umformtemperatur, da Verfestigungs- und Erholungsvorgänge

parallel stattfinden. Die Entfestigungsvorgänge Kristallerholung und Rekristallisation

sind zeitabhängig. Daher steigt die Fließspannung mit zunehmender Umformge-

schwindigkeit an. Das Formänderungsvermögen der meisten metallischen Werkstof-

fe wird durch Erhöhung der Umformtemperatur ebenfalls erhöht und durch Zunahme

der Umformgeschwindigkeit verringert. Daher erfordert die Warmumformung geringe-

re Kräfte und ermöglicht größere Formänderung als die Kaltumformung. Bei der

Kaltumformung muss bei großen Formänderungen, d.h. bei Erschöpfung des Form-

änderungsvermögens, zwischengeglüht werden.

2 Stand der Erkenntnisse

Plastisches Verhalten wird durch interkristalline Vorgänge erklärt:

1. Abgleiten von Kristallteilen in Gleitsystemen, bei Überschreitung kritischer

Schubspannung.

2. Zwillingsbildung, nur bei Metallen und z. T. deren Legierungen mit niedriger

Stapelfehlerenergie (Zink, Cadmium).

3. Korngrenzengleiten, d.h. Verformung auf der Ebene der Korngrenzen.

Bei der Gleitung werden Teile eines Kristalls sprunghaft in einem Zuge um viele A-

tomabstände gegeneinander verschoben, sobald die in der Verschiebungsebene

wirkende Schubspannung einen kritischen Wert τcerreicht, d.h. sobald die Schub-

spannung groß genug ist, um die elastische Rückstellkraft zu überwinden. Der kriti-

sche Wert der Schubspannung τcist vom Werkstoff und der Umformtemperatur ab-

hängig. Zwei vollkommen fehlerfreie Netzebenen (Idealkristall) können nur starr

aufeinander abgleiten, d.h. alle Atome müssen den Gleitsprung zugleich vollziehen.

In einem Realkristall wird das Gleichgewicht der Gitterbaufehler durch das von äuße-

ren Kräften hervorgerufene Spannungsfeld gestört. Bei Erreichen der kritischen

Schubspannung τckommt es zur Bewegung der Versetzungen. Da bei anliegender

Spannung die Störung des Gleichgewichtes der Bindungskräfte erhalten bleibt, wan-

dert die Versetzung weiter bis zum Kristallrand oder bis sie auf ein Hindernis stößt,

z.B. eine Korngrenze oder eine Ausscheidung. Am Ende der Versetzungsbewegung

hat nur eine Verschiebung um einen Atomabstand stattgefunden. Diese stufenweise

Verschiebung ist energetisch viel günstiger als die Verschiebung des Kristallpakets

auf einmal. Mit steigender Temperatur steigt die Zahl der im thermodynamisch be-

findlichen Leerstellen. Durch Anlagern von Leerstellen können Versetzungen eine

Gleitebene verlassen. Dieses Klettern erfolgt wegen der höheren Leerstellendichte in

erster Linie bei höheren Temperaturen (Kriechvorgang).

Die Verformbarkeit von Metallen ist eine anisotrope Eigenschaft, die Richtung der

Abgleitung wird vom Kristallgitter und von der Kristallorientierung bestimmt. Die Be-

wegung von Versetzungen kann nicht auf allen Gitterebenen gleich leicht erfolgen.

Es gleiten im Allgemeinen nur Gitterebenen dichtester Atompackung in Richtung der

kürzesten Atomfolgen. Solche zum Gleiten geeigneten Gleiteben sind im hexagona-

len Gitter (hex) nur die Basisebenen und im kubisch flächenzentrierten Gitter (kfz) die

Oktaederebenen. Die angesprochenen Gleitebenen bilden mit den Gleitrichtungen

ein so genanntes Gleitsystem. Im kfz Gitter z.B. bilden die {111}-Ebenen und die

<101>-Richtungen zusammen ein Gleitsystem, es ergeben sich also 12 Gleitsyste-

me. Im kubisch raumzentrierten Gitter (krz) ist die Raumdiagonale als am dichtesten

besetzte Richtung in sehr vielen Gitterebenen enthalten. In polykristallinen Werkstof-

fen erfolgt das Gleiten immer in mehreren Gleitsystemen gleichzeitig. Der Gleitvor-

2 Stand der Erkenntnisse

gang beginnt in dem Gleitsystem, in dem zuerst die kritische Schubspannung er-

reicht wird. Die Anzahl der Gleitsysteme ist der Grund dafür, dass sich kubisch kris-

tallisierte Metalle besser verformen lassen als solche mit hexagonalem Gitteraufbau.

Weder die Gleitebene noch die Gleitrichtung sind durch den Lastangriff, z.B. durch

das Aufbringen der kritischen Schubspannung, beeinflussbar, sondern lediglich

durch die Struktur des Kristallgitters festgelegt.

Die physikalische Ursache der Verfestigung bei der Umformung bzw. der Entfesti-

gung bei anschließender Wärmebehandlung sind die Versetzungen. Es gibt zwei

verschiedene Ursachen des Festigkeitsverlustes, Erholung und Rekristallisation. Als

Rekristallisation wird die vollständige Gefügeneubildung durch die Entstehung und

Bewegung von Großwinkelkorngrenzen unter Beseitigung der Verformungsstruktur

bezeichnet. Mit Kristallerholung wird die Umordnung und Ausheilung (Auslöschung)

der Versetzungen bezeichnet [GOT98]. Prozesse, die während einer Warmverfor-

mung (T > 0,5 TS) stattfinden, werden als dynamische Rekristallisation bzw. dynami-

sche Erholung bezeichnet, Prozesse, die bei einer Wärmebehandlung im Anschluss

an eine Kaltverformung stattfinden, werden als statische Rekristallisation bzw. stati-

sche Erholung bezeichnet. Die Fließspannung zur Auslösung der dynamischen Re-

kristallisation nimmt mit steigender Verformungstemperatur ab. Viele konzentrierte

Legierungen sowie dispersionsgehärtete Werkstoffe rekristallisieren nicht dynamisch

[GOT98].

Partikelverstärkte Aluminiumlegierungen weisen gegenüber den Matrixwerkstoffen

erheblich höhere Steifigkeits- und Festigkeitswerte auf. Die Festigkeit der Teilchen-

verbunde beruht auf der Behinderung der Versetzungsbewegung durch die Teilchen.

Die mechanischen und korrosiven Eigenschaften von aushärtbaren Aluminiumlegie-

rungen werden durch ihre chemische Zusammensetzung und durch die bei der Kalt-

und Warmauslagerung ablaufende Ausscheidungskinetik bis zur Bildung der stabilen

intermetallischen Phasen bestimmt. Vorraussetzung für die Auslagerung (Teilchen-

härtung) ist ein Zwei- oder Mehrstoffsystem mit intermetallischer Phasenbildung, bei

dem die Löslichkeit der Phase im festen Zustand abnimmt. Die Teilchenhärtung be-

ruht auf zwei aufeinanderfolgenden Phasenumwandlungsvorgängen. Im ersten Pha-

senumwandlungsvorgang wird die Aluminiumlegierung im Einphasengebiet lösungs-

geglüht d.h. die meist grob verteilte, intermetallische Phase wird aufgelöst. Durch

Abschreckung aus dem Einphasengebiet wird die diffusionsgesteuerte Bildung der

stabilen Phase unterdrückt, es liegt ein übersättigter Mischkristall vor. Den zweiten

Phasenumwandlungsvorgang stellt die Auslagerung da. Die Kaltauslagerung wird bei

Raumtemperatur, die Warmauslagerung je nach Legierungssystem verschieden bei

erhöhten Temperaturen im Zweiphasengebiet vorgenommen. Beginnend mit der

Keimbildung wachsen Teilchen aus dem übersättigtem Mischkristall. Das Gefüge der

2 Stand der Erkenntnisse

Legierung verändert sich in Richtung des thermodynamisches Gleichgewicht. Im ers-

ten Stadium der Ausscheidung werden kohärente clusterförmige Ansammlungen der

Legierungselemente gebildet. Bei der weiteren Auslagerung entstehen plattenförmi-

ge Teilchen, deren Fläche und Kante kohärent mit dem Matrixgitter sind, die

GP-Zonen (Guinier-Preston-Zonen). Je nach geometrischer Ausdehnung werden

GP1- und GP2-Zonen unterschieden. Die GP1-Zonen umfassen eine Atomlage, die

GP2-Zonen umfassen mehrere Atomlagen. Bei der weiteren Auslagerung lösen sich

einige GP-Zonen auf, andere wachsen. Es bilden sich metastabile teilkohärente Aus-

scheidungen, deren Fläche noch kohärent mit der Matrix, aber deren Kanten inkohä-

rent zur Matrix sind. Bei weiterem Wachstum bildet sich als thermodynamisches

Gleichgewicht bevorzugt an den Korngrenzen die stabile Phase der intermetallischen

Verbindung. Der angestrebte teilchengehärtete Zustand der Legierung ist ein meta-

stabiler Zustand, d.h. kein thermodynamisches Gleichgewicht [ZSC96].

Durch Zulegieren von zwei Legierungsmetallen in geeigneter Kombination wird die

Löslichkeitslinie verändert. So bildet sich beim Zulegieren von Magnesium und Silizi-

um bevorzugt die intermetallische Phase Mg2Si. Anders als in den binären Systemen

Al-Mg und Al-Si kommt es bei geeigneter Wärmebehandlung zu einer ausgeprägten

Teilchenhärtung.

In den in dieser Arbeit untersuchten Aluminiumlegierungen vom Typ Al-Mg-Si-Cu

existieren eine Reihe stabiler intermetallischer Phasen, mit kohärenten und teilkohä-

renten Zwischenstadien (Tabelle 2.1) [ZSC96].

Tabelle 2.1: Ausscheidungskinetik in aushärtbaren Aluminiumlegierungen [ZSC96]

System kohärente geordnete

Bereiche

Metastabile Ausschei-

dung stabile Ausscheidung

Al-Cu GP1, GP2 θ´(Al

2Cu) θ(Al2Cu)

Al-Cu-Mg GP1, GP2,

GPB

θ´(Al

2Cu)

S´ (Al2CuMg)

θ(Al2Cu)

S (Al2CuMg)

Al-Mg-Si GP β´(Mg

2Si) β´(Mg

2Si)

Neben den in Tabelle 2.1 aufgeführten sekundären Ausscheidungen können im

Werkstoff 6013 auch Primärausscheidungen vom Typ Al15(Fe,Mn)3Si2mit einer Aus-

dehnung von bis zu 10 µm und Al9(Fe,Mn)2Si2mit einer Ausdehnung von 0,1 µm bis

0,2 µm vorliegen [ZSC96].

2 Stand der Erkenntnisse

2.2.2 Texturen

Definition, Entstehung und Darstellung von Textur

Durch starke plastische Verformungen entsteht eine Richtungsabhängigkeit der Ei-

genschaften des verformten Werkstückes. Ursache hierfür ist die räumlich periodi-

sche Anordnung der Atome in einem Kristall, die eine Richtungsabhängigkeit (Ani-

sotropie) der Kristalleigenschaften bedingt. Die makroskopischen Eigenschaften

eines polykristallinen Werkstoffes ergeben sich aus der Summe der Eigenschaften

der einzelnen Kristallite entsprechend der Häufigkeitsverteilung der Orientierungen.

Die Textur ist eine statistische Größe, welche die Häufigkeitsverteilung (kristal-

lographische Orientierungsverteilung) der Kristallite in polykristallinen Werkstoffen

beschreibt [BUN69]. Kristallitform und Kristallitgröße werden hierbei nicht berücksich-

tigt. Besitzen alle Kristallite die gleiche Orientierung, so entspricht die Anisotropie des

Vielkristalls exakt der des Einkristalls. Im Falle einer regellosen Textur, bei der alle

Orientierungen gleich häufig vorhanden sind, können sich die individuellen Anisotro-

pien ausmitteln, so dass die makroskopische Anisotropie verschwindet. Der polykri-

stalline Werkstoff verhält sich quasiisotrop, obwohl jeder Kristallit für sich ein ani-

sotropes Verhalten zeigt [BUN79, HEL95].

Metalle weisen eine Vielzahl anisotroper, d.h. von der Kristallrichtung abhängiger

physikalischer und chemischer Eigenschaften auf. Anisotrope Eigenschaften sind

beispielsweise Elastizitätsmodul, Härte, Festigkeit und Spaltbarkeit, thermische Aus-

dehnung und Leitfähigkeit, Magnetisierung und Korrosionsbeständigkeit [HEL95].

Sehr viele natürliche und technische Prozesse verändern die kristallographische Tex-

tur [WAS62, BUN85]. Ausgeprägte kristallographische Texturen können zu uner-

wünschten richtungsabhängigen Eigenschaften führen, z.B. Zipfelbildung beim Tief-

ziehen [WAS62, BUN85]. Technologisch bedeutsam ist die sogenannte

Texturverfestigung, die eigentlich keine Verfestigung ist, sondern eine Umverteilung

der Festigkeitseigenschaften, so dass in der Anwendungsrichtung eine besonders

hohe Festigkeit auftritt, wobei die unbeanspruchte Richtung geschwächt wird

[BUN69]. Beispielsweise zeigten Untersuchungen an der intermetallischen Verbin-

dung Fe-40Al mit einer starken <111>-Fasertextur, die durch Strangpressen erzeugt

wurde, eine Erhöhung des E-Moduls um ca. 25% in der Richtung parallel zur Press-

richtung [SEF95]. Ähnlich hohe Zunahmen wurden in [BOW90] für eine Al-Li Legie-

rung beschrieben.

Die Texturen können entsprechend ihrer Herkunft in Verformungs-, Phasenumwand-

lungs-, Kristallisations- und Rekristallisationstexturen unterteilt werden [WAS62]. Die

2 Stand der Erkenntnisse

Art der Umformtexturen, als Spezialfall der Verformungstextur, hängt wesentlich vom

Umformprozess (z.B. Walzen, Strangpressen) und dessen Prozessparametern (z.B.

Umformgrad, Umformgeschwindigkeit) sowie dem Werkstoff (z.B. Kristallstruktur,

Ausscheidungszustand) ab. Je nach Werkstofffluss im Umformprozess entstehen

einachsige (rotationssymmetrische) Texturen (z.B. beim Ziehen, Stauchen, einsträn-

gigen Strangpressen runder Vollprofile), zweiachsige (ebene) Texturen (z.B. beim

Walzen relativ breiter oder dünner Bleche) oder dreiachsige Texturen (z.B. bei der

Scherung, der Torsion dickwandiger Querschnitte und dem Walzen hoher Profile).

Zur Beschreibung der Orientierung eines Kristallits im polykristallinen Werkstoff wer-

den kartesische Rechtskoordinatensysteme, an der Probe ein Probenkoordinaten-

system (P) und ein der Kristallsymmetrie entsprechendes Kristallitkoordinatensystem

(K) festgelegt. Das Probenkoordinatensystem (P) wird, wenn bekannt, an die Pro-

zessgeometrie angepasst. Im Falle kubischer Kristallsymmetrie werden üblicherwei-

se die <100> Würfelkantenrichtungen als Einheitsvektoren des Kristallitkoordinaten-

systems (K) gewählt. Im Abb. 2.7 sind geeignete Koordinatensysteme zur

Beschreibung der Textur am Beispiel der Walzverformung kubischer Metalle darge-

stellt [ARI00].

Abb. 2.7: Koordinatensysteme zur Beschreibung einer Walztextur [ARI00]

Die traditionelle Darstellung von Einzelorientierungen einer bestimmten Netzebenen-

art {hkl}, ist die zweidimensionale Polfigur. In der Polfigur werden die Flächennorma-

len der Gitterebenen bezüglich eines festen Probenkoordinatensystems in eine ste-

reographische Projektion der Lagenkugel eingetragen [WAS62]. Eine weitere,

ebenfalls zweidimensionale Darstellung der Textur liefert die inverse Polfigur. Im Ge-

gensatz zur Polfigur sind in der inversen Polfigur die Lagen aller Kristallite in Bezug

auf ausgezeichnete Probenrichtungen (z.B. Walz-, Quer- und Normalrichtung einer

Walzprobe oder Zugrichtung einer Zugprobe) dargestellt. Im Falle kubischer Kristall-

symmetrie und ein- bzw. zweiachsiger Belastung können alle Kristallitrichtungen

durch ihre kristallographisch äquivalente Richtung im sogenannten Standarddreieck

ersetzt werden.

2 Stand der Erkenntnisse

Im Falle von Texturen, bei denen eine oder mehrere Orientierungen besonders stark

vertreten sind, werden diese als ideale Lagen (Vorzugsorientierung) bezeichnet und

häufig durch die Angabe der Miller-Indizes (uvw)[hkl] gekennzeichnet, wobei (uvw)

für die Ebene und [hkl] für die Richtung steht.

Einige wichtige bzw. häufige Vorzugsorientierungen sind historisch bedingt mit Na-

men versehen [BOW90]:

• {110}<001> Würfellage oder C-Lage (engl. cube), oder G-Lage (Gosslage)

• {110}<112> Messinglage oder Bs-Lage (engl. brass)

• {112}<111> Kupferlage oder auch Cu-Lage

• {123}<634> S-Lage

• {4411}<81111> T-Lage (Taylorlage)

Die so genannten Fasertexturen <uvw> geben die Richtung einer bevorzugten

Kristallitorientierung an, um die eine freie Drehung der Kristallite möglich ist (Abb.

2.8).

Abb. 2.8: Fasertextur [WAS62]

In der Polfigur sind Fasertexturen durch konzentrische Kreise (Polfigur in Richtung

der Faserachse) oder Kreisbögen (senkrechte Projektion dazu) erkennbar. In der

inversen Polfigur der Kristallrichtung, die in Faserachse dominant ist, ist die Kristall-

orientierung in Richtung der Faserachse durch (innerhalb einer gewissen Winkeltole-

ranz) identische Punkte gekennzeichnet.

2 Stand der Erkenntnisse

Das Problem der zweidimensionalen Darstellung zur Beschreibung der Textur liegt

darin, dass Kristallorientierungen, die durch Rotation um eine entsprechende Netz-

ebenennormale auseinander hervorgehen, nicht unterscheidbar wiedergegeben wer-

den können. Die wahre Häufigkeit des Auftretens der zugehörigen Orientierung kann

nicht dargestellt werden. Auch die Ermittlung bzw. Darstellung mehrerer Polfiguren

zu verschiedenen Netzebenennormalen parallel zu Probennormalen bringen nicht

mehr Information, da der unbekannte Drehwinkel nicht unmittelbar abgelesen werden

kann [HEL95].

Die Orientierung eines einzelnen Kristalliten im polykristallinen Werkstoff wird in defi-

nierter Weise durch Drehungen beschreiben, die das probenfeste Koordinatensys-

tem (P) in das jeweilige kristallfeste System (K) überführen [BUN69, HEL95]. Eine

Drehung wird dabei in drei auszuführende Teildrehungen um körperfeste Achsen

zerlegt.

Nach [BUN69] werden üblicherweise die drei so genannten Eulerwinkel ϕ1,Φund ϕ2

zur Angabe der Orientierung verwendet. Dabei wird das Koordinatensystem (Abb.

2.9) zunächst um die Achse P1um den Winkel ϕ1gedreht, dann um die neue Achse

P1um Φund schließlich noch einmal um die Achse P3um den Winkel ϕ2. Die beiden

Drehwinkel ϕ1und ϕ2um die alte und neu Achse P3können dabei Werte von 0 bis 2π

annehmen, während der Winkel Φ, den die beiden P3-Achsen miteinander bilden,

zwischen 0 und πliegt.

Abb. 2.9: Zur Definition der Euler Winkel ϕ1,Φund ϕ2nach [BUN69]

Der Übergang von den Eigenschaften eines Einkristalls zu den globalen Eigenschaf-

ten des Vielkristalls erfolgt durch einen Mittelungsprozess entsprechend der Wahr-

scheinlichkeit des Auftretens von Orientierungen der einzelnen Kristallite mit ihrem

2 Stand der Erkenntnisse

Volumenanteil im Vielkristall. Dieser Mittelungsprozess erfolgt mit Hilfe der Orientie-

rungsverteilungsfunktion (engl.: Orientation Distribution Function) ODF, deren Vari-

ablen beispielsweise ϕ1,Φund ϕ2sein können, als Gewichtsfunktion.

Die einzige vollständige Möglichkeit der quantitativen Texturbeschreibung ist durch

die dreidimensionale ODF gegeben. Diese Funktion f(g) ist definiert durch:

V/dV

)g(f =(2.7)

und gibt die Orientierungsfunktion des Volumens an.

Dabei bezeichnet dV die Gesamtheit aller Volumenanteile der Probe, die eine Orien-

tierung g(

und

2)innerhalb des Orientierungselement dg besitzen, Vdas ge-

samte Volumen der Probe.

Durch die im Allgemeinen verwendete Definition des Orientierungselements dg (2.8)

wird die Intensität der regellosen Textur auf f(g)=1 normiert.

2dddsin

dg ϕΦϕ⋅Φ

=(2.8)

Die dreidimensionale ODF wird im Eulerraum H(0°≤ϕ

1,ϕ2≤360°; 0≤Φ≤180°)

anhand von Iso-Intensitätslinien (Höhenlinien) in äquidistanten Schritten senkrecht zu

einer der drei orthogonalen Koordinatenachsen ϕ1,Φ,ϕ2des Eulerraumes darge-

stellt. Im Falle kubischer Kristallsymmetrie und orthorhombischer Probensymmetrie

erfolgt die Darstellung im so genannten reduzierten Eulerraum

H0(0°≤ϕ

1,Φ,ϕ2≤90°).

Zur Auswertung der Texturen kubischer Kristallite sind die Darstellungen in Form von

ϕ1- und ϕ2-Schnitten (dϕ1bzw. dϕ2= const.) besonders geeignet [HÖL94]. In Abb.

2.10 sind in den Schnitten des Eulerraums bei ϕ2= 0° und ϕ2= 45° als Beispiel eine

Fasertextur und die Ideallagen dargestellt.

2 Stand der Erkenntnisse

Abb. 2.10: Fasertextur und die Ideallagen dargestellt in den Schnitten des Euler-

raums bei ϕ2=0°undϕ2=45° [BOW90]

Die Auftragung der ODF in rechtwinkligen Koordinaten bringt allerdings eine erhebli-

che Verzerrung des sphärischen Raumes mit sich. Eine übersichtlichere Möglichkeit

zur speziellen Darstellung von Fasertexturen bieten die in diesem Fall zweidimensio-

nalen Skelett-Diagramme, in denen die Intensität entlang bestimmter Fasern als

Funktion eines der drei Eulerwinkel aufgetragen wird [HIR84, HÖL94].

Die ODF ist nicht direkt messbar, lässt sich jedoch auf mehrere Arten bestimmen. Als

in der Vergangenheit genutzte, sehr zeitaufwändige Verfahren seien hier das Ätz-

grübchenverfahren, die Gleitlinienbestimmung, röntgenographische Laue-Fotografien

und optische Messungen genannt [z.B. DUN59, LÜC64, WEN72].

Seit einiger Zeit werden zur experimentellen Texturanalyse hauptsächlich Beugungs-

verfahren, wie z.B. die Elektronen-, die Röntgen- und die Neutronenbeugung, ver-

wendet [z.B. CUL67, SWA87].

Die Elektronenbeugung in der Texturanalyse mittels elektronenmikroskopischer Ein-

zelorientierungsmessung ermöglicht die Ermittlung von ODF bzw. Polfiguren in klei-

nen Bereichen. Zur Darstellung der Orientierungsverteilung einzelner Kristallite wer-

den Punktdiagramme in der Feinbereichsbeugung oder Kikuchi-Diagramme mit dem

TEM erstellt. Die Kornorientierung an der Oberfläche massiver Proben wird mit dem

REM aus Reflektions-Kikuchi-Diagrammen oder aus Channelling-Diagrammen

durchgeführt [SWA91].

2 Stand der Erkenntnisse

Transmissionselektronische Texturanalysen werden im Wesentlichen zur Untersu-

chung stark lokalisierter Phänomene verwendet (Nanometerbereich). Es werden

durchstrahlbar dünne Proben benötigt. Durch Messungen im Rasterelektronenmikro-

skop sind demgegenüber deutlich größere Werkstoffbereiche (µm-Bereich) zugäng-

lich, in denen die Kornorientierungen dargestellt werden können [SWA90, SWA91].

Diese Methoden haben insbesondere im Bereich der Untersuchung von Rekristallisa-

tionsprozessen vielfältige Anwendung gefunden. Es können Texturverteilungen an

irregulär geformten Proben ohne spezielle Präparation untersucht werden [WEH94].

Bei der Texturmessung mit Elektronenmikroskopen kann zusätzlich das Mikrogefüge

des untersuchten Probenbereichs abgebildet werden [WEH94].

Die röntgenographischen Verfahren erlauben es, die Orientierungsverteilung an der

Oberfläche einer Probe zu ermitteln. Deutlich größere Probenbereiche werden bei

der Verwendung der Neutronenbeugung erfasst, die aufgrund der hohen Eindringtie-

fe der Neutronenstrahlen die Bestimmung der Textur des Werkstoffs in einem vorge-

gebenen Messvolumen ermöglicht. Daher eignet sich die Neutronenbeugung für die

Untersuchung großvolumiger Proben, um grobkörniges Material zu untersuchen und

um Mehrphasensysteme zu beschreiben [BRO94, BRO96, BRO98].

Als quantitative Beschreibung der Größe bzw. Stärke einer Textur wird der soge-

nannte Texturindex J(g),

=dg))g(f()g(J 2(2.9)

der als Integral über das Quadrat der Orientierungsverteilungsfunktion definiert ist,

verwendet [BUN69].

Texturanalysen

Werden kristalline Materialien mit Röntgenstrahlung beleuchtet, wirken die regelmä-

ßig angeordneten Atome als Strahlzentren, welche Elementarwellen aussenden. Es

treten Interferenzerscheinungen auf, die sich als Beugungsmaxima, sogenannte „Re-

flexen“, darstellen. Die Bedingung für konstruktive Interferenz wird durch die Bragg-

schen Gleichung beschrieben [BRA13].

hklhkl sind2n θ=λ (2.10)

Demnach tritt ein Reflex unter dem Winkel

hkl auf, wenn ein ganzzahliges Vielfaches

neiner monochromatischen Strahlung der Wellenlänge

auf eine Netzebenenschar

mit den Millerschen Indizes hkl und dem Netzebenenabstand dhkl fällt. Die Intensität

ist proportional zur Anzahl der reflektierenden Ebenen.

2 Stand der Erkenntnisse

Bei der experimentellen Texturanalyse mit monochromatischer Strahlung werden die

Reflexintensitäten für diskrete Punkte im Laborsystem in äquidistanten Schritten auf

der Lagenkugel bestimmt. Durch geeignete Probendrehung um den Azimutwinkel ϕ

und den Inklinationswinkel ψ(Abb. 2.11) kann der gesamte Raumwinkelbereich (Pol-

kugel) erfasst werden.

Abb. 2.11: Proben- und Laborkoordinatensystem

Für die Bestimmung der Textur sollte die Intensität über einen möglichst großen Be-

reich der Lagenkugel erfasst werden. Wegen des Friedel’schen Gesetzes, wonach

die Intensität des gebeugten Strahls für positive und negative Messrichtung gleich ist,

muss nur der halbe Winkelraum abgetastet werden [HEL95]. Experimentelle Ein-

schränkungen führen in der Regel aber zu kleineren Messbereichen, man spricht

dann von unvollständigen Polfiguren. Die Abtastung der gesamte Lagenkugel ist nur

bei Kombination von Messung im Reflektions- und Transmissionsmodus, z.B. durch

Verwendung von Neutronen- oder Synchrotronstrahlung, möglich [CUL67, SWA87].

Die Darstellung der Intensitäten erfolgt in Polfiguren einzeln gemessener Reflexe.

Eine Polfigur ist proportional zum Volumenanteil aller Kristallite, deren Kristallrichtung

parallel dem Probenvektor ist.

Die ODF ist nicht direkt messbar, sondern wird aus den experimentell bestimmten

Polfiguren, den Integralen über diese Funktion, berechnet. Eine Berechnungsmetho-

de ist die Reihenentwicklung der ODF nach verallgemeinerten und je nach Proben-

und Kristallsymmetrie unterschiedlich symmetrisierten Kugelflächenfunktionen

[BUN69, BUN74, BUN79]. Für Winkelbereiche, in denen keine Messwerte vorliegen,

werden Werte aus dem Messbereich verwendet, die aufgrund der Symmetrieeigen-

schaften des Kristallgitters gleich sein müssen. Bei Vorliegen mehrer Polfigurdaten

ergibt sich ein lineares Gleichungssystem, aus dem die Reihenentwicklungskoeffi-

zienten bestimmt werden, welche die ODF an den Wertebereich annähren. Für die

Berechnung der ODF müssen im Falle kubischer Kristallsymmetrie mindestens drei

2 Stand der Erkenntnisse

gemessene Polfiguren unabhängiger Reflexe herangezogen werden. Damit ist die

ODF bestimmt und es lassen sich vollständige Polfiguren berechnen.

Im Gegensatz zur Texturanalyse mit winkeldispersiver Anordnung, bei der Verwen-

dung monochromatischer Strahlung, wird bei der Texturanalyse mit energiedispersi-

ver Anordnung, zur Erzeugung der Beugungsdiagramme der Proben Röntgenstrah-

lung mit einer kontinuierlichen Energieverteilung (weiße Strahlung) verwendet. Das

Beugungsdiagramm der Probe wird unter einem beliebigen, aber feststehenden

Beugungswinkel 2

mit einem energiedispersiven Detektor registriert. Aufgrund des

großen Energieintervalls, das bei der Verwendung weißer, hochenergetischer Syn-

chrotronstrahlung zur Verfügung steht, können die Intensitäten Isimultan an mehre-

ren Reflexen analysiert werden. Die Werte der Intensitäten werden mit Werten von

Intensitäten Ir, die an Pulver desselben Materials bestimmt werden, verglichen. Zur

weiteren Bestimmung muss eine Absorptionskorrektur durchgeführt werden. Bei Fa-

sertexturen in axialer Richtung kann die Stärke der Textur phkl auf diese Art bestimmt

werden.

Die Werte für die Orientierungsverteilungsfunktion können nach [GER76] wie folgt

bestimmt werden. Die Integralintensität unter Verwendung der energiedispersiven

Methode ist gegeben durch:

() ()

hkl,,,,E

E0hkl ]pAFjEi[KI βαψϕθ

−

⋅= (2.11)

mit K= zusammengefasste Natur- und Geometriekonstanten, F= Strukturfaktor,

j= Multiplikationsfaktor, A= Absorptionsfaktor, E= Energie,

0= Strahldivergenz

Das Verhältnis der vergleichenden Intensität, korrigiert mit den Absorptionskoeffizien-

ten, wird mit xhkl bezeichnet, wobei A den Absorptionsfaktor der Probe und Arden

Absorptionsfaktor des Referenzpulvers bezeichnet.

hkl

hkl A

x÷

æ⋅= (2.12)

Der Absorptionsfaktor ist von dem Messvolumen V, dem linearen Absorptionskoeffi-

zienten µsowie den Strahlwegen des einfallenden xm- und des ausfallenden ym-

Strahls abhängig und wird nach (2.3) berechnet. Die Ermittlung der Strahlwege für

zylindrische Proben ist in [GEN96] detailliert beschrieben.

()

ò+µ−

=dV1

Amm yx (2.13)

Die Orientierungsverteilungsfunktion für eine bestimmte Gruppe von Gitterebenen

{hkl} ist gegeben durch:

2 Stand der Erkenntnisse

.const,l,k,h1dp

),(hkl ==Ω

πòò βα (2.14)

Unter Beachtung der Normalisierungsbedingung,

.const,1p

hkl

),(hkl =βα≅

βα (2.15)

in der nder Anzahl ausgewerteter phkl-Werte entspricht, können die phkl-Werte, die

parallel zum Streuvektor liegen, bestimmt werden.

′′′

lkh

hklhkl x

xp (2.16)

Die phkl-Werte können in eine inverse Polfigur eingetragen werden.

Texturentwicklungen

Sind Abgleitrichtung und Belastungsrichtung unterschiedlich, so erfahren die Kristalli-

te aufgrund des dadurch entstehenden zusätzlichen Drehmomentes eine Drehung,

d.h. Veränderung der Kristallitorientierungen, der Textur im Werkstoff. Die Textur ei-

nes Werkstoffes wird neben Struktur und Stapelfehlerenergie z.B. auch von der Art

der Umformung und der Umformtemperatur bestimmt. Die Stapelfehlerenergie und

damit die Fähigkeit zum Quergleiten ist für unterschiedliche kfz-Metalle unterschied-

lich hoch. Bei Metallen mit einer hohen Stapelfehlerenergie wie dem Aluminium ü-

berwiegt die <111>-Faser [AHL65a, AHL65b, AHL66, BAR66].

In der Literatur wird für Aluminium und seine Legierungen nach dem Strangpressen

oft eine Kombination von <111>- und <100>-Faser, mit unterschiedlich starken Kom-

ponenten der jeweiligen Orientierungen, beschrieben [WAS62, BER81, GER94a].

Häufig wird die Presstemperatur als maßgebliche Größe für die Anteile der Faser-

komponenten angegeben. Die <111>-Faser überwiegt, wenn die Presstemperatur

und die Pressgeschwindigkeit niedrig liegen [BAU79, DIE66, GER94b, UNC40,

VIV96]. In [WIT73] wird beschreiben, dass die Schärfe der <111>-Textur mit dem

Umformgrad steigt und in [ADA84] wird am Beispiel von PM-Aluminiumwerkstoffen

beschrieben, dass der Anteil der <111>-Faser mit steigendem Umformverhältnis zu-

nimmt. Die Zunahme der <100>-Komponete mit steigender Temperatur oder Ge-

schwindigkeit gab Anlass zu der Vermutung, dass dieses im Wesentlichen auf Re-

kristallisation zurückzuführen ist [BAU79, HÜH98]. Eine <100>-Textur ist typisch für

rekristallisierte Aluminiumwerkstoffe [SAM98]. In Reinaluminium steigt der Anteil der

<100>-Komponente mit dem Reinheitsgrad an [WAS62]. Die Legierungselemente

und der Ausscheidungszustand beeinflussen die Textur insofern, dass sie das Gefü-

ge verändern. Durch die Zugabe von Mangan wird die Rekristallisation gehemmt und

2 Stand der Erkenntnisse

die <111>-Faser überwiegt gegenüber der <100>-Komponente [BAU79]. Geringe

Zusätze von Titan und Bor, die in vielen Legierungen zur Kornfeinung zugegeben

werden, nehmen keinen Einfluss auf die Textur der Pressprodukte [LÖF95].

Untersuchungen an stranggepressten, partikelverstärkten Aluminiumlegierungen

(MMCs) haben gezeigt, dass heterogene Bestandteile, insbesondere harte, schlecht-

verformbare Partikel (kfMatrix <kfAdditiv [BER78]) einen Einfluss auf die Ausbildung und

die Stärke von Verformungstextur und Rekristallisationstextur haben [BER78,

GRO98, GRO99, WAS78, HUM90, POU95, POU96]. Als Konsequenz werden so-

wohl die Mikrostruktur als auch die Textur beeinflusst [WAS78]. In [GRO98] wurde an

der Aluminiummatrix ein starke <111>-Fasertextur mit schwächeren <100>-Anteilen

nachgewiesen. An den intermetallischen Phasen wurde keine Textur festgestellt. In

[BAU79] wird dies für Aluminium mit hohen Mg2Si Anteil beschrieben. Bei sehr hohen

prozentualen Anteilen der heterogenen Bestandteile ergeben sich regellose Texturen

[MER65], da die harten Teilchen den plastischen Fluss der Aluminiummatrix stören

[GRO99]. Untersuchungen [WAS78] an Aluminium, verstärkt mit 5 µm großen Al2O3

Partikeln, zeigen, dass der steigende Gehalt der Partikel die Ursache für die Redu-

zierung der <111>-Faser und der <100>-Faser sind. In [BER81] wird der Einfluss des

Teilchenabstandes untersucht. Je geringer der Teilchenabstand, um so schwächer

ist die Ausbildung der Verformungstextur, bei ausreichend hoher Teilchendichte (in

diesem Fall α-Al2O3) unterbleibt die Texturausbildung vollständig. Des Weiteren be-

günstigt ein kleiner Teilchenabstand die Rekristallisationstextur. In [SHA91] wird ge-

zeigt, dass bei Aluminium, welches mit Al2O3verstärkt ist, die Textur bei kugeligen

Partikeln stärker ist als bei Partikeln mit regelloser Form. Weiterhin wird beschrieben

[SHA91], dass die Stärke der Textur zunimmt, wenn der Teilchendurchmesser ab-

nimmt. Kleinere Mg2Si Partikel üben mehr Einfluss auf die Textur, insbesondere auf

die <100>-Faser, aus als gröbere Al2Cu Partikel [POU95].

Mit Siliziumcarbid (SiC) verstärkte Aluminiummatrix-Verbundwerkstoffe (MMCs) wur-

den unter anderem hinsichtlich der Texturentwicklung nach Kalt- sowie nach Warm-

umformung untersucht [HUM90, JEN91, POU95, POU96]. Ebenso wurde die Textur-

entwicklung nach einer anschließenden Rekristallisationsglühung untersucht.

[HUM77, HUM90, POU95]. In [POU95] wird gezeigt, dass sich, beim Strangpressen

von siliziumcarbidverstärktem Aluminiummatrix-Verbundwerkstoff, die Anteile der

<111>- und <100>-Komponenten der Matrix mit den Prozentsätzen des SiC-Anteils

ändern. Bei geringen Prozentsätzen (SiC ≤5% ) ist die Textur schärfer als in der un-

verstärkten Aluminiumlegierung, mit steigendem SiC-Gehalt (≥5%) nimmt die Intensi-

tät der Textur ab. Bei SiC-Gehalten oberhalb von 10% verhält sich die Aluminium-

matrix nahezu isotrop [POU95, POU96]. Eine Textur in der SiC-Phase des

stranggepressten Verbundwerkstoffes wurde nicht festgestellt [POU95]. In [JEN91]

2 Stand der Erkenntnisse

wird gezeigt, dass sich der Anteil der <111>-Komponente mit zunehmendem

SiC-Anteil stark verringert. Bei großen Teilchen mit einem Durchmesser von 3 µm ist

der Effekt größer als bei Teilchen mit einem Durchmesser von 0,5 µm. Eine Variation

der Strangpresstemperatur zeigt dabei nahezu keinen Unterschied. Weitergehend

[POU96] wird ausgeführt, dass sowohl beim unverstärkten Aluminiumwerkstoff wie

auch beim siliziumcarbidverstärkten Aluminiumwerkstoff durch eine Wärmebehand-

lung zur Rekristallisation der Anteil der <111>-Komponente stark zunimmt. Der Pro-

zentsatz des SiC hat dabei keinen Einfluss.

Bei Al-Cu Verbundwerkstoffen wurden im Aluminium und im Kupfer nach dem Kalt-

strangpressen stärkere <111>/<100>-Doppelfasertextur nachgewiesen als nach dem

Warmstrangpressen [GER94a, GER94b].

In [UAN97a, UAN97b, UAN00] wurde eine stranggepresste, eutektische Al-Al3Ni Le-

gierung mit <111>-Fasertextur superplastisch verformt. Die <111>-Fasertextur blieb

dabei erhalten. Als Besonderheit wird hervorgehoben, dass es nach der Rekristallisa-

tion nicht zu einem <100>-Anteil und damit zu einer <111>/<100>-Doppelfasertextur

kam, sondern eine reine <111>-Fasertextur erhalten bleibt.

Texturanalysen über die Länge des Pressproduktes zeigen, dass am Ende des Pro-

duktes die <100>-Komponente überwiegt, da die Temperaturen während des Pres-

sens, ebenso wie bei einer Geschwindigkeitserhöhung, steigen [UNC40, BAU79].

Andere Untersuchungen [VAT97] zeigen einen ziemlich gleichmäßigen Verlauf der

Textur über die Länge der Profile.

Es werden Unterschiede in der Texturausbildung zwischen Kern und oberflächenna-

hem Bereich beschrieben [BAU79, BAU81a, BAU81b, DIE66, LEE83, WAS62]. Im

Gegensatz zu der im Kern vorhandenen <111>/<100>-Doppelfasertextur werden im

oberflächennahen Bereich unterschiedliche Lagen beschrieben, zum Teil Fasertextu-

ren, deren Achsen nicht in Pressrichtung liegen [GRE63, GRE66, DIE66 , BAU79].

Weitergehend wird in [BAU79, BAU81a, BAU81b] der Einfluss der Profilgeometrie

auf die Texturen im Kern- und im Randbereich untersucht. Es wird gezeigt, dass ne-

ben dem Verformungsgrad die Fließgeometrie einen Einfluss auf die Art der Textur,

vor allem im oberflächennahen Bereich, hat. Es werden für die verschiedenen Profil-

formen unterschiedliche Lagen aufgeführt. In [LEE83, VAT97] wird beschrieben,

dass die im Kern vorhandene <111>/<100>-Doppelfasertextur im oberflächennahen

Bereich signifikant gedreht wird und sich eine {110}RD<335>AD, d.h. eine Komponente

mit <110>-Achse in radialer Richtung und eine Komponente mit <335>-Achse in a-

xialer Richtung, bildet. Diese Textur ähnelt der typischen Aluminiumtextur

2 Stand der Erkenntnisse

<011>{211}, die durch Walzen erzeugt wird. Auf halbem Weg vom Kern zur Oberflä-

che wurden in [VAT97] Bereiche mit schwacher <100>-Faser lokalisiert.

In [AUK94, DRI00] werden die Unterschiede der Texturen im Kern und der Oberflä-

che an {111}-Polfiguren, die experimentell bestimmt und mit Taylormodellen simulier-

ten wurden, beschrieben. In der Nähe der Oberfläche dreht die Faser, die im Kern

vorherrscht, in eine der Cu-Lagen ähnliche {113}<332> Lage. Der Grad der Drehung

steigt dabei von der Mitte der Strecke „Kern-Oberfläche“ an. Der Anteil dieser Lage

beträgt im oberflächennahen Bereich 30-40 % [DRI00]. Die Oberflächentextur wird

durch die Reibung zwischen Bolzen und Aufnehmer [MÖL75] bzw. durch die totale

Abscherung im oberflächennahen Bereich [VAT97] erzeugt. Im Gegensatz dazu wird

in [BAU79] eine gute Übereinstimmung in der Textur indirekt und direkt gepresster

Profile beschrieben. Das weist darauf hin, dass die Reibung zwischen Bolzen und

Aufnehmer beim direktem Strangpressen keinen Einfluss auf die Texturausbildung

im Kern nimmt. Dies wird damit erklärt, dass die Oberfläche des Bolzens beim direk-

ten Strangpressen im Pressrest und den toten Zonen verbleibt. Hinsichtlich der Tex-

turausbildung in der Mitte der Pressprodukte, wurde in [EUL75, ABI88] ebenfalls kein

erkennbarer Unterschied zwischen indirekt und direkt stranggepressten Aluminium-

werkstoffen festgestellt. In [EUL75] wird in der Randzone der direkt gepressten Profi-

le eine {320}<231> Lage (nahe der Bs-Lage) beschrieben. Für die Randzone der

indirekt gepressten Profile wird eine um die Querrichtung gedrehte S-Lage

{512}<155> Lage beschrieben.

2.2.3 Eigenspannungen

Definition und Entstehung von Eigenspannungen

Als Eigenspannungen werden mechanische Spannungen in einem Bauteil bezeich-

net, auf das keine äußeren Kräfte oder Momente einwirken und das einem räumlich

homogenen und zeitlich konstanten Temperaturfeld unterliegt. Die mit den Eigen-

spannungen verbundenen inneren Kräfte und Momente stehen demzufolge im

Gleichgewicht [MAC73, KLO79]. In der Praxis werden Eigenspannungen häufig nach

der Art ihres Ursprungs als thermische Eigenspannung, Verformungs-, Umwand-

lungs-, Ausscheidungs- oder Orientierungseigenspannungen unterschieden [TIE80].

Eine technologische Einteilung differenziert nach Urform-, Umform-, Wärmebehand-

lungs-, Bearbeitungs-, Füge-, Beschichtungs-, und Beanspruchungseigenspannun-

gen [SOL91]. Eine objektbezogene örtliche Verteilung unterscheidet Eigenspannun-

2 Stand der Erkenntnisse

gen nach den vorliegenden strukturellen Gegebenheiten zweckmäßig in Eigenspan-

nungen I., II. und III. Art [MAC73].

Eigenspannungen I. Art σI:sind über einen größeren Werkstoffbereich (mehre-

re Kristallite) nahezu homogen.

Eigenspannungen II. Art σII:sind über kleine Werkstoffbereiche (ein Kristallit

oder wenige Kristallite) nahezu homogen.

Eigenspannungen III. Art σIII:sind über kleinste Werkstoffbereiche (mehrere A-

tomabstände) inhomogen.

Eigenspannungen I. Art werden auch als Makroeigenspannungen bezeichnet. Die

Eigenspannungen II. und III. Art werden zusammenfassend Mikroeigenspannungen

genannt. Makroeigenspannungen können während der Herstellung z.B. durch die

Abkühlung, durch den Temperaturgradienten im Werkstoff, entstehen. Eigenspan-

nungen II. Art werden typischerweise in mehrphasigen Werkstoffen durch die unter-

schiedlichen physikalischen Eigenschaften, z.B. den thermischen Ausdehnungskoef-

fizienten der Phasen hervorgerufen. Die Eigenspannungen III. Art entstehen z.B.

durch die Bildung von Subkornstrukturen und Versetzungswechselwirkungen.

Abb. 2.12: Definition der Eigenspannungen [DAN00]

2 Stand der Erkenntnisse

Der Eigenspannungszustand in einem bestimmten Punkt des Werkstoffes setzt sich

demzufolge aus den an diesem Punkt vorliegenden Makro- und Mikroeigenspannun-

gen zusammen.

IIIIIIσ+σ+σ=σ (2.17)

Dabei können die Anteile der Eigenspannungen I. und II. Art Null sein, Eigenspan-

nungen III. Art existieren jedoch in allen Werkstoffzuständen. Als Ergebnis der Ei-

genspannungsanalyse in mehrphasigen Werkstoffen mittels Beugungsmethoden er-

hält man die mittlere phasenspezifische Eigenspannung ‹σ›α. Diese Spannung setzt

sich aus der Eigenspannung I. Art und den über mehre Kristallite gemittelten Eigen-

spannungen II. und III. Art zusammen.

αα

ασ+σ+σ=σ IIIIII(2.18)

Anhand der entsprechenden Volumenanteile V

der Phase gewichtet, ergeben sich

die Eigenspannungen I. Art [HAU85a].

=α

ασ=σ å

IV(2.19)

Mit den Eigenspannungen I. Art und der mittleren phasenspezifischen Eigenspan-

nung

werden die Eigenspannungen II. Art bestimmt [WOL76].

III σ−σ=σ α(2.20)

Die in einem mehrphasigen Werkstoff auftretenden Eigenspannungen II. Art sind ein

Maß für die gegenseitige mittlere Verspannung der Phasen, die sich in einem hinrei-

chend großen Volumen kompensieren [BEH91, BEH92].

0V II

=σ α

=α

å(2.21)

In Abb. 2.12 ist als Beispiel eines mehrphasigen Werkstoffes schematisch ein zwei-

phasiges Gefüge dargestellt. Die Mikrospannungen unterscheiden sich in ihrem Vor-

zeichen, die Phasen stehen relativ zueinander unter Druck- bzw. Zugspannung.

Thermisch bedingte Eigenspannungen II. Art entstehen infolge unterschiedlicher

thermischer Ausdehnungskoeffizienten der statistisch verteilten Phasen. Phasen mit

kubischer Symmetrie lassen isotrope thermische Ausdehnungskoeffizienten erwar-

ten. Sie können nach [KLO79] berechnet werden:

()

II ∆⋅α−α⋅φ=σ α(2.22)

2 Stand der Erkenntnisse

Hierin bedeutent

aund

bdie linearen thermische Ausdehnungskoeffizienten der

Phasen,

∆

Tdas Temperaturintervall, in der sich die thermisch bedingte Spannung

ausbildet, und

bildet eine Funktion der elastischen Konstanten, der Mengenanteile

und der Anordnung der Phasen.

Experimentelle Bestimmung der Eigenspannungen

Die experimentellen Verfahren zur Bestimmung von Eigenspannungen lassen sich in

zerstörungsfreie und zerstörende einteilen. Bei sehr geringen Eingriffen an der

Messstelle in die Bauteilgeometrie werden sie den quasi-zerstörungsfreien Verfahren

zugeordnet [SOL91]. Weiterhin wird zwischen quantitativen, halbquantitativen und

qualitativen Verfahren unterschieden. Mit allen Verfahren wird eine entsprechende

Wirkung bestimmt, die durch Eigenspannungszustände hervorgerufen wird. Durch

die erfasste Wirkung kann entweder direkt oder über einen Vergleich mit Eichkurven

auf die Eigenspannungen zurückgeschlossen werden. In der Literatur sind diverse

Verfahren detailliert beschrieben [ALT82, BUH54, ELF82, ROH89, SIN97, SOL91,

SWA93].

Die Beugungsverfahren werden dem Bereich der zerstörungsfreien Untersuchung

von Werkstück- bzw. Werkstoffeigenschaften zugeordnet. Aufgrund des hohen In-

formationsgehaltes und der Vielfältigkeit sind sie bei der Untersuchung kristalliner

Werkstoffe als unverzichtbar anzusehen.

Analysen mit monochromatischer Röntgenstrahlung

Grundlage der experimentellen Eigenspannungsanalyse ist ebenso wie bei der Tex-

turanalyse mit Beugungsverfahren das Bragg´sche Reflexionsgesetz (2.10) [BRA13].

Beim Durchgang durch Materie werden Röntgenstrahlen durch die Elementarprozes-

se Absorption und Streuung geschwächt. Eine monochromatische Röntgenstrahlung

der Intensität I0besitzt nach Durchgang durch eine entsprechend dicke Material-

schicht Snur noch die Intensität I.

µS

0eII −

⋅= (2.23)

µist der linearen Schwächungskoeffizient des Materials, der sich aus Absorptionsko-

effizient

und Streuungskoeffizient

zusammensetzt.

+τ=µ(2.24)

Die röntgenographische Eigenspannungsermittlung an kristallinen Werkstoffen be-

ruht auf der Erfassung von elastischen Gitterdehnungen, denen mit Hilfe elastizitäts-

theoretischer Beziehungen Spannungen zugeordnet werden [EIG95a, EIG95b]. Da-

2 Stand der Erkenntnisse

bei werden bestimmte Netzebenenabstände d

ϕψ

hkl unter verschiedenen Azimut- und

Neigungswinkeln

und

bezüglich eines definierten, probenfesten Koordinatensys-

tems P (Abb. 2.11) bestimmt. Die Probenkoordinate P3 fällt definitionsgemäß mit der

Oberflächennormalen N0zusammen und die Messrichtung entspricht der Achse L3

des raumfesten Laborsystems L. Zur Reflexion tragen alle Kristallite bei, deren Netz-

ebenen hkl senkrecht auf der Achse L3stehen.

Aus den Netzebenenabständen der Probe d

ϕψ

hkl und des unverspannten Git-

ters hkl

d0kann die Gitterdehnung berechnet werden.

hkl

dd −

=ε ϕψ

ϕψ (2.25)

Der Zusammenhang zwischen der Dehnung und den Komponenten des Span-

nungstensors im Probensystem

ij ist nach [HAU97] gegeben durch:

()

[]

()

332211

hkl

231333

hkl

2sinsincos²sins

σ+σ+σ+

ϕϕσ+ϕσ+ψσ−σ=ε ϕϕψ (2.26)

mit ϕσ+ϕσ+ϕσ=σϕ2sinsincos 12

11 (2.27)

und mit hkl

hkl

sν−

=,hkl

hkl

s+ν

=(2.28)

s1hkl und ½s2hkl sind die phasen- und netzebenenspezifischen, richtungsunabhängi-

gen diffraktionselastischen Konstanten (DEK), die experimentell zu ermitteln sind

bzw. durch Mittelwertbildung über alle reflexionsfähigen Kristallite unter den Grenz-

annahmen von Voigt [VOI28] (homogene Deformation), Reuss [REU29] (homogene

Spannung) oder nach dem Modell von Kröner [KRÖ58] (elastische Polarisierbarkeit)

aus den Einkristallkonstanten berechnet werden können.

Es ist zu berücksichtigen, dass bei Messungen mit verschiedenem Neigungswinkel

über unterschiedlichen Eindringtiefen gemittelt wird. Legt man als Eindringtiefe dieje-

nige Oberflächenentfernung fest, aus den 1/e (63%) der im abgebeugten Röntgen-

strahl enthaltenen Messinformationen stammen, so ergibt sich, ausgehen vom

Schwächungsgesetzt (2.23), für ein ψ–Diffraktometer die Eindringtiefe [SOL91]:

ψ⋅θ

=cossin

Z(2.29)

Die Eindringtiefe ist demnach vom Braggwinkel, vom Neigungswinkel und vom Mate-

rial abhängig. In vielen Fällen [SOL91] wird als mittlere Eindringtiefe der bei ψ=33°

d.h. sin²ψ=0,3 vorliegende Wert angegeben.

2 Stand der Erkenntnisse

sin²ψ

ψψ

ψ-Verfahren

Bei der Eigenspannungsanalyse mittels winkeldispersiver Röntgenstrahlung, mit den

üblicherweise verwendeten Strahlungen, wird lediglich eine geringe Eindringtiefe von

wenigen µm erreicht, so dass die Eigenspannung in Richtung der Oberflächennorma-

len häufig vernachlässigbar klein ist. Daher kann hierfür ein ebener, zweiachsiger

und homogener Spannungszustand mit σi3=0 (i=1,2,3) angenommen werden. Im Fal-

le polykristalliner, quasi-isotroper Werkstoffe mit vernachlässigbarern Eigenspan-

nungsgradienten in Tiefenrichtung des oberflächennahen Bereichs kann zur Auswer-

tung das klassische sin²ψ- Verfahren [MAC61] angewendet werden. In diesem Fall

vereinfacht sich die Grundgleichung der Spannungsermittlung zu:

()

2211

hkl

2hkl

hkl ssinsσ+σ+ψσ=ε ϕϕψ (2.30)

Fällt das Probensystem mit dem Hauptachsensystem der Spannungen zusammen,

so erhält man die gesuchten Werte für σ11 und σ22 aus den Anstiegen der εϕψ vs.

sin²ψ- Geraden für Messungen in den Azimuthstellungen ϕ= 0° bzw. 90° (Abb.

2.13).

Abb. 2.13: Spannungsermittlung mittels sin²ψ-Verfahren, bei Dehnungsverteilung

eines ebenen, homogenen Spannungszustands

Ein nichtlinearer sin²ψ-Verlauf wird je nach Erscheinungsform auf unterschiedliche

Ursachen zurückgeführt. So weist eine Krümmung außerhalb der Fehlergrenzen auf

einen Spannungsgradienten (σij =σij(z)) hin. Bei einer systematischen, ellipsenför-

migen Aufspaltung stimmen die Hauptachsen des Probenkoordinatensystems mit

den Hauptachsen des Laborkoordinatensystems nicht überein, es sind Schubspan-

nungen σ13,σ23 vorhanden. Ist eine σ33-Komponente vorhanden, bleibt die Span-

2 Stand der Erkenntnisse

nungskomponente σϕum den Betrag von σ33 unbestimmt bzw. kann bei Kenntnis von

hkl

d0nach [HAU91] korrigiert werden.

æ+

−

=σ

hkl

hkl´

s3d

(2.31)

Wobei d´hkl den gemessenen Gitterabstand bei ψ= 0° bzw. 90°und d0hkl den Gitter-

abstand im spannungsfreien Zustand darstellt.

Ein oszillierender sin²ψ-Verlauf kennzeichnet eine Textur, die sowohl in der elasti-

schen als auch in der plastischen Anisotropie des Werkstoffes begründet ist [BEH91,

DÖL76b, DÖL77b, DÖL78, DÖL79a, DÖL79b, FAN76, HAU75, HAU76a, HAU76b,

HAU90].

In der Literatur werden eine Reihe von Empfehlungen, die speziell die elastische A-

nisotropie berücksichtigen, zur experimentellen Spannungsanalyse texturierter Werk-

stoffe erläutert [BEH91, DÖL77a, DÖL79a, DÖL79b, HAU82, HAU97, SOL91]. So

werden die Verwendung orientierungsabhängiger Elastizitätskonstanten und tex-

turunabhängiger Kenngrößen beschrieben. Des Weiteren werden Auswertungsver-

fahren, z.B. das sogenannte Kristallitgruppenverfahren, beschrieben [BAR87,

BAR88, HAU85b, SOL91, WIL85, WIL82].

Bei geringer Textur wird die Eigenspannungsanalyse an den so genannten elastisch

isotropen {h00} und {hhh} Netzebenen empfohlen, die ein weitgehend, von der elas-

tischen Anisotropie des Werkstoffes unabhängiges, linearen Dehnungsverhalten zei-

gen [BEH91, DÖL77b, DÖL78, EVE75].

Aufgrund der großen Flächenhäufigkeit hochindizierter Mehrfachinterferenzen, z.B.

{651/732} bei krz-Werkstoffen, sind an diesen Netzebenen auch bei starken Texturen

meistens näherungsweise lineare Gitterdehnungsverteilungen über sin2ψzu beo-

bachten. Dieses quasiisotrope Verhalten kann durch die sich aufhebende elastische

Anisotropie der beiden Netzebenentypen erklärt werden [BEH91, HAU97].

Die Mittelung der Messergebnisse verschiedener Netzebenenscharen unter Berück-

sichtigung ihrer Flächenhäufigkeiten und relativen Intensitäten stellt eine weitere

Möglichkeit zur Linearisierung gemessener Dehnungsverteilungen dar [HAU90].

Die Messung an hochindizierten Mehrfachinterferenzen bis zu möglichst hohen ψ-

Winkeln und die Dehnungsmittelung verschiedener Netzebenenscharen können

auch im Falle plastischer Anisotropie lineare sin2ψ-Verteilungen liefern [BEH91].

2 Stand der Erkenntnisse

Eigenspannungsanalysen mit Neutronenstrahlen

Im Gegensatz zur Röntgenstrahlung tritt bei der Neutronenstrahlung eine Wechsel-

wirkung der Strahlung mit dem Atomkern und nicht mit der Elektronenhülle des un-

tersuchten Materials auf. Daraus resultiert die sehr viel größere Eindringtiefe der

Neutronenstrahlung. Um genügend gebeugte Intensität zu erhalten, muss das Streu-

volumen einige mm³ groß sein.

Für die winkeldispersive Gitterdeformationsanalyse mit Neutronen gelten grundsätz-

lich die gleichen Überlegungen wie bei der röntgenographischen Eigenspannungs-

ermittlung. Im Gegensatz zur konventionellen Röntgenbeugung lassen sich aufgrund

der geringen Absorption Eindringtiefen von mehreren Millimetern bis zu Zentimetern

zu erzielen.

Die ermittelten Gitterdehnungen stammen aus dem Probenvolumen und sind daher

meist dreiachsigen Spannungszuständen zuzuordnen. Kennt man die Lage des

Hauptspannungssystems nicht, so müssen im allgemeinen Fall Gitterdehnungen in

mindestens sechs voneinander unabhängigen Richtungen bestimmt werden

[DÖL76a]. In vielen Fällen ist die Lage des Hauptspannungssystems hinreichend

genau bekannt und die entsprechenden Richtungen sind der Messung zugänglich,

so dass die Achsen des Hauptspannungssystems mit denen des Probenkoordina-

tensystems übereinstimmen. Die Hauptspannungen lassen sich dann aus den ermit-

telten Hauptdehnungen berechnen.

31imit

1î

hkl

ii 211

éε

ν−

+ε

ν+

=σ å(2.32)

Für eine dreiachsige Spannungsermittlung nach den Gleichungen (2.32) muss der

Gitterebenenabstand d0

hkl des spannungsfreien Zustandes sehr genau bekannt sein,

da im Gegensatz zur zweiachsigen Auswertung nach Gleichung (2.30) bereits gerin-

ge Unsicherheiten von d0hkl zu großen Fehlern in den Spannungsangaben führen

[HAU91]. Ist eine Ermittlung von d0hkl nicht möglich, kann durch Messungen im Sinne

des sin²ψ-Verfahrens aus den Anstiegen der d

ϕψ

vs. sin²ψ- Geraden zumindest die

Hauptspannungsdifferenz sehr genau bestimmt werden.

Bei der Spannungsanalyse mit Neutronen wird das Messvolumenelement durch zwei

Blenden definiert (Abb. 2.14)

2 Stand der Erkenntnisse

Abb. 2.14: Definition des Streuvolumens für die Spannungsanalyse mit Neutronen

Idealerweise ist die primäre Blendenöffnungen quadratisch, die sekundäre Blende

weist in der Beugungsebene die selbe Öffnung auf. Die Untersuchungen werden bei

2θ≈90° durchgeführt. In diesem Fall stammen die Messinformation auch nach den

notwendigen Probendrehungen annähernd aus dem selben Volumenelement.

Eigenspannungsanalyse mit hochenergetischer weißer Synchrotronstrahlung

Die Eigenspannungsanalyse mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung beruht auf

demselben Prinzip der Bestimmung der elastischen Deformation des Kristallgitters

wie die konventionelle Röntgenbeugung und die Neutronenbeugung. Im Gegensatz

zu der winkeldispersiven Eigenspannungsanalyse mit monochromatischer Strahlung

(konventioneller Röntgen- und Neutronenbeugung) wird bei der energiedispersiven

Eigenspannungsanalyse mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung zur Erzeugung

der Beugungsdiagramme der Proben Röntgenstrahlung mit einer kontinuierlichen

Energieverteilung (weiße Strahlung) verwendet. Das Beugungsdiagramm der Probe

wird unter einem beliebigen, aber feststehenden Beugungswinkel 2

mit einem ener-

giedispersiven Detektor registriert. Mit der Abhängigkeit der Energie Eder Photonen

von h, dem Planckschen Wirkungsquantum, und cals Ausbreitungsgeschwindigkeit

elektromagnetischer Wellen

hE (2.33)

stellt sich die Bragg'sche Gleichung (2.10) wie folgt dar:

=sind2

Ehkl

hkl (2.34)

2 Stand der Erkenntnisse

Ausgehend von diesem Zusammenhang schreiben sich die Gleichungen für die ge-

messenen Änderungen der Netzebenenabstände dhkl und der daraus resultierenden

Dehnungen

ϕψ

für die Probenorientierung

zu:

hkl

−=−=ε

ϕψ

ϕψ (2.35)

wobei E

ϕψ

hkl der bei einer bestimmten Probenposition gemessene und E0hkl der zu

dem Netzebenenabstand des dehnungsfreien Zustandes d0hkl gehörende Energie-

wert ist.

Aufgrund des großen Energieintervalls, das bei der Verwendung weißer, hochener-

getischer Synchrotronstrahlung zur Verfügung steht, können die Gitterdehnungen

simultan an mehreren Reflexen analysiert werden.

Bedingt durch die hohe Eindringtiefe der Synchrotronstrahlung ermöglicht die Eigen-

spannungsanalyse mit Hochenergie-Synchrotronstrahlung [REI98, REI99], wie die

Eigenspannungsanalyse mit Neutronenstrahlung, die Bestimmung des dreidimensio-

nalen Eigenspannungszustandes im Probenvolumen. Die Ermittlung der Eigenspan-

nungen aus den an den einzelnen Reflexen gemessenen Gitterdehnungen erfolgt

daher prinzipiell genauso wie bei der Eigenspannungsanalyse mit Neutronenbeu-

gung. Parallelen ergeben sich auch hinsichtlich der Definition des Messvolumens,

welches auch bei der Synchrotronstrahlung durch Blenden im primär- und sekundär-

seitigen Strahl begrenzt wird. Bei den Eigenspannungsanalysen mit hochenergeti-

scher Synchrotronstrahlung ergibt sich durch kleine 2θ−Winkel (Transmissionsan-

ordnung) ein langgestrecktes, rautenförmiges Messvolumenelement. Aufgrund der

hohen Intensitäten und der geringen Divergenz der Strahlung kann das zu untersu-

chende Volumen gegenüber der Beugung mit Neutronenstrahlung erheblich verrin-

gert und dadurch eine höhere Ortsauflösung ermöglicht werden. Es können daher

die Spannungszustände in schmalen Bauteilen, z.B. Blechen, fein abgestuft unter-

sucht werden.

Eigenspannungsentwicklung

Durch inhomogene plastische Verformungen über dem Bauteilquerschnitt werden

Eigendehnungen und –spannungen hervorgerufen. Dabei werden Eigenspannungen

I. Art (Makroeigenspannungen) durch makroskopische Formänderungsgradienten

hervorgerufen. Eigenspannungen II. und III. Art (Mikroeigenspannungen) werden als

Folge der elastischen und plastischen Anisotropie unterschiedlich orientierter Kristal-

lite bei der Umformung mehrphasiger Werkstoffe zusätzlich hervorgerufen [GEN96].

2 Stand der Erkenntnisse

Makro- und Mikroeigenspannungen beeinflussen ihrerseits stark das Werkstoffver-

halten während des Umformprozesses und im Anschluss an diesen. Im Gegensatz

zu Fertigungs- und Bearbeitungsverfahren, bei denen die plastische Verformung

vorwiegend auf den Randzonenbereich beschränkt ist, z.B. Zerspanen, Schleifen

und Kugelstrahlen treten bei der Umformung Eigenspannungen im gesamten Volu-

men des Werkstückes auf. Die Makro- und Mikroeigenspannungen sowie die Textur

üben erheblichen Einfluss auf die Festigkeit und das Verhalten des umgeformten

Werkstücks bei schwingender und korrosiver Beanspruchung aus. Der Eigenspan-

nungszustand stellt eine komplexe Überlagerung von Makro- und phasenspezifi-

schen Mikroeigenspannungen dar.

Da sich im betrieblichen Einsatz die Eigenspannungen zusätzlich mit Lastspannun-

gen überlagern werden, kann der Einfluss von Makro- und Mikroeigenspannungen

prinzipiell ein positiver oder negativer sein. Makro- und Mikroeigenspannungen, die

in die gleiche Richtung wie die Lastspannungen des Bauteils vorliegen, wirken sich

i. d. R. ungünstig aus. Beispielsweise tritt, wenn sich in der Randzone eines Bauteils

Zugeigenspannungen mit Zuglastspannungen überlagern, i. a. bei vergleichsweise

geringen Lastspielzahlen Rissbildung, Risswachstum und schließlich Versagen auf.

Unter Einfluss eines korrosiven Mediums können randnahe Zugeigenspannungen

ohne zusätzliche Lastspannungen zu Spannungsrisskorrosion führen. Ein äußeres

Spannungsfeld gleicher Richtung erhöht die Korrosionsanfälligkeit zur Spannungs-

risskorrosion. Im Falle randzonennaher Zugeigenspannungen wurde dieser Zusam-

menhang insbesondere an Messing und tiefgezogenen austenitischen Stählen

dargelegt [BRÜ89, WIL85]. Druckeigenspannungen im Randschichtbereich erhöhen

die Dauerschwingfestigkeit von Bauteilen und vermindern die Rissausbreitungsge-

schwindigkeit [SOL91]. Des Weiteren sind Makroeigenspannungen dann als kritisch

für das Bauteil anzusehen, wenn das umgeformte Werkstück spanend weiterverar-

beitet wird und das Auslösen der Eigenspannungen in der Randzone zu Verzug

führt.

Durch gezielte Parametervariation bei der Umformung lassen sich die Makroeigen-

spannungsverteilungen in weiten Grenzen hinsichtlich des Betrags und des Vorzei-

chens beeinflussen. Prinzipiell ist eine Optimierung der Makroeigenspannungsvertei-

lung während der Umformung, einer nachträglichen Wärmebehandlung, durch die

ungünstige Zugeigenspannungen an der Oberfläche beseitigt werden können, vorzu-

ziehen. Eine Wärmebehandlung würde die nach einer Kaltumformung in vielen Fäl-

len erwünschte Kaltverfestigung teilweise wieder aufheben und sich außerdem nega-

tiv auf die Maßstabilität der Bauteile auswirken.

2 Stand der Erkenntnisse

In der Literatur liegen eine Reihe von Arbeiten hinsichtlich der Verteilung der Eigen-

spannungen nach der Umformung von Werkstoffen vor. In [DÖL76b] werden Kupfer

und Nickel-Kupferlegierungen nach einachsiger Zugverformung hinsichtlich des Ei-

genspannungszustandes untersucht. Der Makroeigenspannungszustand wird mit

Druckspannungen im Randbereich und einem Spannungsabfall zum Inneren der

Proben beschrieben. In [HOP94] wird am Beispiel von kaltgezogenen Drähten und

Stäben aus C45 der Einfluss unterschiedlicher Ziehhohlneigungswinkel, Längen der

zylindrischen Führung und Übergangsradien auf den Stofffluss und die Eigenspan-

nungen, mit Hilfe der Finite-Element-Methode, untersucht und beschrieben. Berech-

nungen von Umformeigenspannungen bei der Kaltmassivumformung zeigen, dass

die Prozessparameter einen Einfluss auf die Verteilung des Eigenspannungszustan-

des haben [GER86, GER87, MOD92, TEK86, WAG93]. In [RUD94, ZUC97] werden

berechnete und experimentell ermittelte Umformeigenspannungen nach der Kaltum-

formung gegenübergestellt. Am Beispiel des Vollvorwärtsfließpressens wird in

[ZUC97] eine gute Übereinstimmung, besonders bei geringem Umformgrad (ϕ=0,5),

von Simulationsanalyse und experimentell bestimmten Eigenspannungswerten be-

schrieben. Demnach erfährt der Kern während des Umformprozesses in axialer Rich-

tung eine plastische Zugverformung. Daraus resultieren nach dem Entlasten Druck-

eigenspannungen, denen im Randbereich hohe Zugeigenspannungen

gegenüberstehen. In [MOD84] wird der Einfluss der Prozessparameter Umformgrad,

Werkzeuggeometrie und Schmiermittel beim Kaltziehen und Kaltstrangpressen von

Aluminiumstangen beschrieben. In [HAU76b] werden nach einachsiger plastischer

Dehnung an mehrphasigen Aluminiumlegierungen Mikrospannungszustände auf-

grund unterschiedlicher Streckgrenzen- und Verfestigungsverhalten beschrieben.

Dabei gerät das Aluminium unter Druck-, die restlichen Phasen unter Zugeigenspan-

nungen.

Bei mehrphasigen Werkstoffen entstehen neben den Makrospannungen thermisch

induzierte Mikroeigenspannungen bereits bei der Abkühlung nach der Werkstoffher-

stellung und auch bei der Abkühlung nach der Warmumformung aufgrund der unter-

schiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Phasen. Ein Beispiel für die

Entstehung von Eigenspannungen bei der Herstellung wird in [BRO99] an Kohlen-

stofffaserverstärkten SiC-Keramiken beschrieben. Die thermischen Ausdehnungsko-

effizienten der Phasen weichen deutlich voneinander ab, und die Kohlenstofffaser

zeigt ein anisotropes Verhalten bezüglich des thermischen Ausdehnungskoeffizien-

ten. Daraus resultiert ein komplexer Eigenspannungszustand. Die Entstehung und

die Auswirkungen thermisch induzierter Eigenspannungen an MMCs von Aluminium-

legierungen mit SiC wird u.a. in [BRA93, CHA98, HON96] untersucht. Die Metallmat-

rix zieht sich aufgrund des höheren thermischen Ausdehnungskoeffizienten stärker

2 Stand der Erkenntnisse

als die Partikel zusammen. In den Partikeln entstehen Druckeigenspannungen, de-

nen aus Gleichgewichtsgründen Zugeigenspannungen der Matrix entgegenwirken.

Weiterhin führen Unterschiede in den physikalischen und mechanischen Eigenschaf-

ten der Phasen dazu, dass phasenspezifische Mikroeigenspannungen durch Verfor-

mungsinhomogenitäten an den Phasengrenzen entstehen. Die Entstehung sowie Art,

Höhe und Verteilung der Mikrospannungen hängt von den physikalischen und me-

chanischen Eigenschaften der Phasen sowie auch erheblich von mikrostrukturellen

Parametern, wie z.B. dem Volumenanteil, der Form und der Größe sowie der

Kontinuität der Phasen, ab [BER92, PYZ96, PYZ96b, WEI93].

Wenn durch Spannungskonzentrationen an den Werkstoffinhomogenitäten das

Formänderungsvermögen des Werkstoffs überschritten wird, entstehen lokale Schä-

digungen der Matrix, der darin eingebetteten Phase oder auch im Bereich der Grenz-

fläche zwischen den Phasen, schließlich tritt Versagen ein [LEE92].

3 Ziel der Arbeit

Ziel der vorliegender Arbeit ist die Untersuchung und Bewertung des Einflusses der

Warmumformung auf Mikrostruktur und Eigenschaften, insbesondere Eigenspan-

nungen und Textur, von Aluminiumwerkstoffen am Beispiel des zweiphasigen pul-

vermetallurgisch hergestellten Aluminiumwerkstoffes AlSi25Cu4Mg1 nach dem

Strangpressen sowie der einphasigen Aluminiumlegierung 6013 nach dem Reibrühr-

schweißen.

3.1 Strangpressen von PM-AlSi25Cu4Mg1

Der neu entwickelte pulvermetallurgische (PM) Aluminiumwerkstoff AlSi25Cu4Mg1

enthält mit 25 Gewichtsprozent Silizium einen hohen Si-Partikelgehalt. Die homoge-

ne Verteilung und geringe Größe der schlecht verformbaren Si-Partikel ermöglicht

die Verarbeitung dieses Werkstoffes durch Strangpressen. Bisher wurden keine sys-

tematischen Untersuchungen der Mikrostruktur und der Eigenschaften hinsichtlich

der Entwicklung von Eigenspannung und Ausbildung von Textur eines strangge-

pressten Werkstoffes mit einem derart hohen Si-Gehalt durchgeführt.

Ziel der Arbeit ist die Charakterisierung des hoch siliziumhaltigen PM-AlSi25Cu4Mg1

Werkstoffes nach dem Strangpressen durch systematische Variationen der Prozess-

parameter Umformtemperatur und Umformgeschwindigkeit. Im Rahmen der Arbeit

wurden das konventionelle direkte Strangpressen ohne Schale und ohne Schmie-

rung sowie das indirekte konventionelle Strangpressen ohne Schale und ohne

Schmierung verglichen.

Untersucht wurden Pressprodukte des Werkstoffes mit rundem Querschnitt hinsicht-

lich des Einflusses der Prozessparameter auf Gefügestabilität, Ausscheidungszu-

stand, Festigkeit, Textur und Eigenspannungen.

Die Charakterisierung von Eigenspannungen und Texturen im oberflächennahen Be-

reich erfolgt mit konventioneller Röntgenstrahlung. Zur Analyse im Probeninneren

wird hochenergetischer Synchrotronstrahlung verwendet. Es wird direktes und indi-

rektes Strangpressen hinsichtlich der Texturentwicklung verglichen. Die Beurteilung

des Ausscheidungszustandes und der Gefügestabilität erfolgt mit begleitenden Un-

tersuchungen am Lichtmikroskop sowie an REM und TEM. Die Festigkeitskennwerte

werden mit Zugversuchen bei Raumtemperatur und bei erhöhter Temperatur ermit-

telt.

3 Ziel der Arbeit

3.2 Reibrührschweißen der Aluminiumlegierung 6013

Beim Reibrührschweißen tritt ähnlich wie beim Strangpressen ein starker Werkstoff-

fluss auf, d.h. hohe plastische Verformungen bei erhöhter Temperatur. Da es sich

beim Reibrührschweißen um ein neues Verfahren auf der Grenze zwischen Umform-

technik und Fügetechnik handelt, liegen bisher nur wenige Untersuchungen der

Mikrostruktur und der Eigenschaften, insbesondere der Textur und

Eigenspannungen, reibrührgeschweißter Al-Legierungen vor.

Zur zerstörungsfreien Eigenspannungsanalyse und Texturanalyse wurden Beu-

gungsverfahren mit Röntgen-, Neutronen- und hochenergetischer Synchrotronstrah-

lung eingesetzt. Die mit den verschiedenen Verfahren verbundenen unterschiedli-

chen Eindringtiefen werden genutzt, um umfassende Untersuchungen der gesamten

Proben zu ermöglichen. In begleitenden Untersuchungen werden das Gefüge und

als mechanischer Kennwert die Härte berücksichtigt.

Es wird eine umfangreiche Betrachtung zur Änderungen der Werkstoffeigenschaften

und den Zusammenhänge zwischen Prozessparametern, Gefüge, Eigenspannungen

und Textur vorgenommen.

4 Experimentelle Untersuchung

4.1 Stranggepresstes PM-AlSi25Cu4Mg1

Der pulvermetallurgische Werkstoff AlSi25Cu4Mg1 wurde von der Firma. Peak

Werkstoff GmbH, Velbert/Neviges als Pressbolzen geliefert. Der Werkstoff ist sprüh-

kompaktiert, wärmebehandelt und konsolidiert.

Die Strangpressversuche wurden an der horizontalen 8 MN Strangpressanlage des

Forschungszentrums Strangpressen der TU Berlin durchgeführt. Die Presse ist mit

einer Steuerungs- und Messtechnik ausgestattet. Die Messtechnik ermöglicht es,

wesentliche Messgrößen beim Strangpressen direkt zu erfassen (Abb. 4.1 und Abb.

4.2). Die vom Stempel auf den Bolzen aufgebrachte axiale Kraft (Gesamtkraft) wird

mit Hilfe einer Kraftmessdose ermittelt, gegen die sich der Stempel abstützt. Beim

direkten Strangpressen stützt sich der Aufnehmer über drei Stelzen gegen drei

Messdosen im Gegenhalter ab. Mit diesen Messdosen wird die Reibungskraft, die im

Aufnehmer wirkt, ermittelt. Zur Ermittlung der Matrizenkraft dient die Kraftmessdose,

gegen die sich der Matrizenhalter abstützt.

Abb. 4.1: Erfassung der axialen Kräfte beim direkten Strangpressen [MÜL00]

Beim indirekten Strangpressen wird der Aufnehmer zusammen mit dem Pressbolzen

über einen Hohlstempel bewegt. Es wirkt keine Reibungskraft zwischen Pressbolzen

4 Experimentelle Untersuchung

und Aufnehmerinnenwand, die Messdosen im Gegenhalter kommen nicht zum Ein-

satz.

Abb. 4.2: Erfassung der axialen Kräfte beim indirekten Strangpressen [MÜL00]

Die Matrizenkraft setzt sich aus der Kraft, die für die Umformung des Materials benö-

tigt wird, und der Reibungskraft an den Werkzeugen (Matrize und Pressscheibe) zu-

sammen. Es ist nicht möglich, mit diesem Messaufbau den Anteil der Reibungskraft

an den Werkzeugen direkt zu messen.

Hoch siliziumhaltige Werkstoffe weisen auch bei Warmverformung einen hohen Um-

formwiderstand auf. Daher wurde zunächst indirekt stranggepresst, da beim indirek-

ten Strangpressen aufgrund der fehlenden Reibung zwischen Bolzen und Aufnehmer

eine geringere Gesamtkraft erforderlich ist und zudem der Werkstofffluss homogener

als beim direkten Strangpressen ist. Die Bolzeneinsatztemperaturen wurden dabei

zwischen 250°C und 450°C variiert, die Stempelgeschwindigkeiten zwischen 0,75

und 20 mm/s bzw. bei dem Pressverhältnis von 10:1 bei einer Produktgeschwindig-

keit von 7,5 bis 200 mm/s. Die Bolzen wurden in einer induktiven Einbolzenerwär-

mungsanlage auf die Einsatztemperatur gebracht. Vor dem Einbringen des erwärm-

ten Bolzens in den Aufnehmer wurde die Temperatur an der Bolzenoberfläche

kontrolliert. Die Prozessparameter der indirekten Strangpressversuche sind in

Tabelle 4.1 angegeben. Unmittelbar nach dem Pressvorgang wurde die Temperatur

der Pressreste ermittelt.

4 Experimentelle Untersuchung

Tabelle 4.1: Prozessparameter bei indirekten Strangpressversuchen

Blockdurchmesser [mm] 105 105 105

Aufnehmerdurchmesser [mm] 110 110 110

Matrizendurchmesser [mm] 35 35 35

Pressverhältnis 10:1 10:1 10:1

TBlock =T

Aufnehmer =T

Matrize [°C] 300 400 450

Produktgeschwindigkeit [mm/s] 7,5; 15; 30; 100; 150 15 15

Basierend auf den Erkenntnissen der indirekten Strangpressversuche wurden in ei-

ner weiteren Versuchsserie direkte Strangpressversuche durchgeführt. Die Bolzen-

einsatztemperaturen wurden dabei zwischen 300°C und 400°C variiert, als

Stempelgeschwindigkeiten bei 400°C wurden 1,5 und 7,5 mm/s gewählt. Die

weiteren Strangpressparameter wurden konstant und entsprechend zu den

indirekten Strangpressversuchen gehalten. Die Prozessparameter der direkten

Strangpressversuche sind in Tabelle 4.2 angegeben.

Tabelle 4.2: Prozessparameter bei direkten Strangpressversuchen

Blockdurchmesser [mm] 105 105 105

Aufnehmerdurchmesser [mm] 110 110 110

Matrizendurchmesser [mm] 35 35 35

Pressverhältnis 10:1 10:1 10:1

TBlock =T

Aufnehmer =T

Matrize [°C] 300 350 400

Produktgeschwindigkeit [mm/s] 15 15 15; 7,5

Außer den oben beschriebenen axialen Kräften beim Strangpressen wurde bei den

Strangpressversuchen die Stempelgeschwindigkeit, die Versuchsdauer, die Block-

temperatur und die Produkttemperatur gemessen bzw. erfasst.

4 Experimentelle Untersuchung

4.2 Reibrührschweißverbundenes Al 6013

Die Reibrührschweißverbindungen wurden beim Deutschen Zentrum für Luft- und

Raumfahrt (DLR) hergestellt. Als Werkstoff wurde die Aluminium-Knetlegierung mit

der Bezeichnung 6013 im T4-Zustand, d.h. gewalzt, lösungsgeglüht und kaltausgela-

gert, gewählt. Legierungen dieser Klasse (6XXX) besitzen als Hauptlegierungsele-

mente Si und Mg. Sie zeichnen sich durch gute Schweißbarkeit und Korrosionsbe-

ständigkeit verbunden mit einer hohen Aushärtbarkeit bei Raumtemperatur aus.

Die chemische Zusammensetzung der Aluminiumlegierungen ist in Tabelle 4.3 nach

[BEV86] angegeben.

Tabelle 4.3: Chemische Zusammensetzung der Aluminium-Knetlegierungen mit der

Bezeichnung 6013 in Gewichtsprozent [BEV86].

Mg Cu Mn Fe Si Al

1,0 0,8 0,35 0,30 a0,8 Rest b

aMaximum

bDie meisten Al- Knetlegierungen für Barren enthalten etwa 0,05-0,1% Ti, um die Korngröße der

Barren zu verfeinern.

In Tabelle 4.4 sind die unterschiedlichen Schweißparameter und Werkzeuge für die

vier gelieferten Bleche zusammengefasst. Alle vier Bleche hatten dieselbe Blechdi-

cke von 4 mm.

Tabelle 4.4: Schweißparameter und Werkzeugangaben der untersuchten Proben

Umdrehungs-

geschwindigkeit

[min -1]

Vorschub

[mm·min-1]

Werkzeug-

durchmesser a

[mm]

Pin-durchmesser b

[mm]

1000 300 22 3,6

1500 300 22 3,6

1670 500 15 3,7

2500 1000 15 3,7

aDurchmesser der Werkzeugschulter. bEine detaillierte Werkzeugbeschreibung ist in Abb. 2.5 darge-

stellt

4 Experimentelle Untersuchung

4.3 Mikrostruktur

Aus den Bolzen zum Strangpressen wurden im sprühkompaktiertem, im geglühtem

und im verdichtetem Zustand Proben für metallographischen Untersuchungen ent-

nommen. Ebenso wurden aus den stranggepressten Profilen Proben in Längs- und

Querrichtung entnommen. Aus den Proben wurden metallographische Schliffe her-

gestellt.

Die Proben wurden aus den reibrührgeschweißten Blechen senkrecht zur Schweiß-

richtung entnommen (siehe Abb. 4.3) und kalt eingebettet. Die Schliffe wurden so-

wohl für lichtmikroskopische Gefügeuntersuchung bzw. -aufnahme als auch zur Här-

temessung präpariert.

Abb. 4.3: Probe der reibrührgeschweißten Bleche für Gefügeaufnahme und Här-

tebestimmung

Die Präparation erfolgte unter Verwendung von SiC-Papier bis zur Körnung 4000

zum Schliffen und Diamantsuspension 6 µm, 3 µm, 1 µm sowie anschließend Oxid-

suspension 0,5 µm und 0,25 µm zum Polieren.

Mikrohärte

Die Mikrohärteverläufe (Abb. 4.3) wurden nach Vickers HV 0,1 bei einer Last von 1 N

mit einem semi-automatischen Mikrohärteprüfer ermittelt. Für jeden Messpunkt wur-

den 7 Werte gemittelt und statistisch behandelt.

4 Experimentelle Untersuchung

Lichtmikroskopie

Die Gefügebeurteilungen erfolgten an einem Auflichtmikroskop im Hellfeldmodus. Mit

einer am Mikroskop angeschlossenen CCD-Kamera wurden die Gefügebilder doku-

mentiert.

Die Beurteilung der Korngröße der Aluminiummatrix beim PM-AlSi25Cu4Mg1 erfolg-

ten mittels Phaseninterferenzkontrast (DIC) an, mit 1%-iger NaOH bei 50°C und ca.

20-40 Sekunden, geätzten Schliffoberflächen. Weiterhin wurden Nachweisätzungen

(Farbätzungen) an den polierten Schliffoberflächen durchgeführt.

Die Schliffe der reibrührgeschweißten Bleche wurden ebenfalls mit 1%-iger NaOH

geätzt. Dabei ist zu bemerken, dass die optimale Ätzdauer von dem zu untersuchen-

den Bereich abhängt, da das Gefüge entlang des Schliffes variiert. Weiterhin wurden

Übersichtsbilder an Makroschliffen mit einer digitalen Kamera erstellt, um die gesam-

ten Schweißnaht dokumentieren zu können.

Rasterelektronenmikroskopie

Für die Untersuchungen im Rasterelektronenmikroskop (REM) wurden die Schliffe

mit 1%-iger NaOH bei 50°C ca. 2 Minuten tiefgeätzt, um ein Relief der Probenober-

fläche zu erzeugen. Hierbei wird die Al-Matrix stärker abgetragen als das Silizium

und die intermetallischen Phasen. Das Gefüge wurde im Sekundärelektronen Modus

(SE) und Rückstreuelektronen Modus (engl. back scanning elektron) (BSE) des

REM´s untersucht. Zur weiteren Beurteilung und Bestimmung der Phasengehalte

wurden mit energiedispersiven Analysen (EDX) im „Mapping“-Modus und im „Spot“-

Modus qualitative und quantitative Analysen durchgeführt.

Transmissionselektronenmikroskopie

Zur weiteren Beurteilung des Feingefüges wurden Untersuchungen an einem

Transmissionselektronenmikroskop (TEM) durchgeführt. Dazu wurden Proben durch

Schleifen und Polieren bis zu einer durchstrahlbaren Dicke gedünnt. Zur Unterschei-

dung der Phasen bzw. Ausscheidungen wurden Hellfeld- und Dunkelfeldaufnahmen

erstellt. Für die Identifizierung der Phasen wurden Beugungsbilder angefertigt, die

mit Hilfe der JCPDS-Datenbank indiziert wurden.

4 Experimentelle Untersuchung

4.4 Untersuchungen mit Beugungsmethoden

In den folgenden Abschnitten sind die Versuchsanordnungen und die Parameter der

Spannungs- und Texturanalysen dargestellt. Die Untersuchungen wurden unter Ver-

wendung von konventioneller Röntgen-, Neutronen- und hochenergetischer Syn-

chrotronstrahlung durchgeführt.

4.4.1 Konventionelle Röntgenstrahlung

Mit konventioneller Röntgenstrahlung wurden Eigenspannungs- und Texturanalysen

durchgeführt. Die Untersuchungen wurden an Diffraktometern der Firma Huber

Diffraktionstechnik im Ω- und ψ-Konfiguration durchgeführt. In Abb. 4.4 sind die Ach-

sen- und Winkelbezeichnungen der Diffraktiometer für den Ω- und ψ-Modus darge-

stellt.

Abb. 4.4: Schematische Darstellung des Versuchsaufbaus für Phasen-, Span-

nungs- und Texturanalysen mit konventioneller Röntgenstrahlung

[DAN00]

Es wurde Co-Strahlung (Wellenlänge λ=0,179021 nm) und Cu-Strahlung (Wellenlän-

ge λ=0,154056 nm) verwendet. Der einfallende primäre Röntgenstrahl wurde mit

Rundkollimatorern oder mit Schlitzkollimatoren begrenzt. Die von der Probe gebeug-

te Strahlung wurde von einem ortsempfindlichen Detektor (OED) oder einem Szintil-

latonszähler registriert.

Um systematische Fehler des Diffraktometers und bei der Probenjustage zu begren-

zen, wurden Kalibriermessungen an Goldpulver durchgeführt. Es konnte eine Ein-

grenzung im Beugungswinkel 2θvon ∆2θ≤0,01° erreicht werden. Die Eindringtiefe

4 Experimentelle Untersuchung

der CoKα-Strahlung betrug in Abhängigkeit von den beugungsgeometrischen Bedin-

gungen 4-25 µm, die der CuKα-Strahlung 6 bis 31 µm.

Texturanalysen

Die Texturanalysen erfolgten an einem Ψ-Diffraktometer mit ortsempfindlichem De-

tektor (OED). Die Texturanalysen wurden an Proben aus einem sprühkompaktierten

Bolzen, aus einem homogenisierten Bolzen, aus einem vorverformten Bolzen sowie

an den Querschnittsfläche der Strangpressprofile durchgeführt. Des Weiteren wur-

den Texturanalysen an Längsschnitten der Strangpressprofile aus unterschiedlicher

Tiefe durchgeführt. Die Probenflächen wurden geschliffen und poliert.

Systematische Texturanalysen wurden an der Al-Phase des PM-AlSi25Cu4Mg1

durchgeführt. Unter der Berücksichtigung der linearen Unabhängigkeit der Norma-

lenvektoren der Kristallebenen und genügend hohen Intensitäten der Reflexe wurden

die drei Reflexe 200, 220 und 311 ausgewählt. Die jeweilige Lagenkugel der einzel-

nen Gitterebenen wurde im Bereich °≤

≤3500 in Schritten von dϕ=10° und im Be-

reich °≤

≤750 in Schritten von d

=5° abgetastet. Vorversuche mit einer feineren

Abtastung von d

=5° ergaben keinen signifikanten Unterschied in den Messergeb-

nissen.

Als Strahlung wurde Co-Strahlung (Wellenlänge λ=0,178892 nm) verwendet. Es

wurde ein Rundkollimator mit 3,0 mm Durchmesser eingesetzt. Die Messzeit pro

Messpunkt betrug 10 Sekunden.

Die Auswertung erfolgte, mit dem Programmpaket „ODF-Analysis“ [BUN96] der Ar-

beitsgemeinschaft Texturen der TU Clausthal, durch eine Reihenentwicklung nach

verallgemeinerten Kugelfunktionen. Aus den aufgenommenen Intensitätsverteilungen

können so die gemessenen Polfiguren sowie die daraus berechneten vollständigen

Polfiguren und die inversen Polfiguren dargestellt werden. Die graphische Darstel-

lung der dreidimensionalen ODF erfolgt durch Isolinien auf

1- und

2-Schnitten des

reduzierten Eulerraums.

Eigenspannungsanalysen

Die Bestimmung der Eigenspannungen, an den Pressprodukten des Werkstoffes

PM-AlSi25Cu4Mg1 und den reibrührgeschweißten Blechen, erfolgte nach

sin²ψ-Verfahren. An jedem Messpunkt wurde unter neun ψ-Winkeln gemessen. Es

wurde ein Rundkollimator mit einem Durchmesser von 1,0 mm verwendet. Die Ei-

genspannungsanalysen erfolgten in vertikaler und horizontaler Probenanordnung zur

Bestimmung der Eigenspannungen in axialer und in tangentialer Richtung der zylind-

4 Experimentelle Untersuchung

rischen Proben aus PM-AlSi25Cu4Mg1 bzw. parallel (Längsrichtung) und senkrecht

zur Schweißrichtung (Querrichtung) der reibrührgeschweißten Bleche.

An den Pressprodukten des Werkstoffes PM-AlSi25Cu4Mg1 wurde in der Mitte der

zylindrischen Mantelfläche gemessen. Die Eigenspannungsmessungen erfolgten am

Aluminium und am Silizium. Um Einfluss der gekrümmten Probenform soweit wie

möglich zu verringern, wurden die Daten durch Spektren, die an Goldpulver aufge-

nommen wurden, korrigiert. Um den Spannungsverlauf in der Tiefe zu ermitteln, wur-

de die Oberfläche schrittweise elektrolytisch abgetragen. Ein derartiger Materialab-

trag zeichnet sich dadurch aus, dass der Eigenspannungszustand nicht beeinflusst

wird, da nur wenig Material ausschließlich an der Oberfläche abgetragen wird. An der

neu entstandenen Fläche wurden Messungen analog zu denen an der Oberfläche

durchgeführt. Es wurde Co-Strahlung (Wellenlänge λ=0,179021 nm) verwendet.

Da die zu untersuchenden Legierungen der reibrührgeschweißten Blechen praktisch

nur aus einer Phase (Anteil des Aluminiummischkristall etwa 96%) bestehen, fand

die Eigenspannungsanalyse ausschließlich im Aluminium statt. Im Hinblick auf eine

ausreichende Reflexintensität und den Empfehlung zur Bestimmung der Eigenspan-

nungen in texturierte Werkstoffe [EVE75, DÖL77b, DÖL78, HAU97], wurde der 311

Reflex gewählt. Es wurde Cu-Strahlung (Wellenlänge λ=0,154056 nm) und

Co-Strahlung (Wellenlänge λ=0,179021 nm) verwendet.

In den oberflächenahen Bereichen der reibrührgeschweißten Aluminiumbleche kön-

nen sich die durch das Reibrührschweißen entstandenen Eigenspannungen, mit den

durch eine nachträgliche mechanische Behandlung der Oberfläche der Schweißnäh-

te z. B. Bürsten hervorgerufenen Eigenspannungen, überlagern [SOL91]. Um nur die

durch das Reibrührschweißen hervorgerufenen Eigenspannungen zu erfassen, wur-

de an der Oberfläche der zu analysierenden Bereiche ca. 40 µm Material elektroly-

tisch abgetragen. Die mittlere Eindringtiefe (bei sin2ψ=0,3) der Co-Strahlung beträgt

gemäß den beugungsgeometrischen Bedingungen des 311 Reflexes im Aluminium

14 µm, die der Cu-Strahlung 18 µm. Es ergibt sich daher für die Co-Strahlung eine

Tiefe von 54 µm und für die Cu-Strahlung eine Tiefe von 58 µm, in den der Eigen-

spannungszustand ermittelt wurde.

4 Experimentelle Untersuchung

4.4.2 Neutronenstrahlung

Die Untersuchungen mit Neutronenstrahlung wurden am Diffraktometer E3 des For-

schungsreaktors BERII am Hahn-Meitner-Institut Berlin durchgeführt. In Abb. 4.5 ist

der Aufbau dieses Neutronendiffraktometers schematisch dargestellt.

Die im Reaktor erzeugten Neutronen werden durch ein System von Filtern und Kolli-

matoren auf einen Monochromator gelenkt. Die Neutronen der ausgewählten Wellen-

länge gelangen durch einen Sekundärkollimator und eine Blende auf die Probe. Die

an der Probe gebeugten Neutronen werden mit einem BF3-Vielkanaldetektor in ei-

nem Winkelbereich von 2θ=35°-115° registriert. Bei den Untersuchungen, die im

Rahmen dieser Arbeit durchgeführt wurden, wurde ein Cu 220-Monochromator be-

nutzt, der mit θM=32,5° das Wellenlängenspektrum der Strahlung auf

λ=0,13713±0,00006 nm begrenzt. Die absolute Detektorposition in 2θund die Lage

des Maximums der Wellenlängenverteilung des Primärstrahls wurden durch Kalib-

riermessungen an einem Referenz-Eisenpulver bestimmt.

Abb. 4.5: Schematischer Aufbau des Diffraktometers E3 am Forschungsreaktor

BerII am Hahn-Meitner-Institut Berlin

Mit Neutronenstrahlung wurden systematisch reibrührgeschweißte Bleche aus der

Aluminiumlegierung 6013 untersucht. Eingeschränkt durch mechanische Gegeben-

heiten, wie z.B. die Erreichbarkeit der Messwinkel bei gegebener Wellenlänge, und

4 Experimentelle Untersuchung

durch die messbare Intensität, d.h. das erreichbare Reflex zu Untergrund Verhältnis,

wurde für die Untersuchungen der Reflex 311 gewählt. Um die Eigenspannungszu-

stände im Probeninneren zu erfassen, wurde das Volumenelement in die Mitte des

Bleches platziert. Aus der Geometrie des Aufbaus lässt sich die Größe und Form des

Messvolumenelements berechnen [BRU98]. Das Messvolumenelement kann als ei-

ne Raute mit einer großen Diagonale von 3,58 mm und einer kleinen Diagonale von

2,41 mm angesehen werden. Die schematische Darstellung des Messvolumenele-

ments ist in Abb. 4.6 zu sehen.

Abb. 4.6: Schematische Darstellung des Messvolumenelements bei der Messung

mit Neutronenstrahlung, wie es sich annährend mit den verwendeten

Parametern nach [BRU98] ergibt.

4.4.3 Hochenergetische Synchrotronstrahlung

Die Untersuchungen mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung wurden an der

Beamline ID15a der European Synchrotron Radiation Facility (ESRF) durchgeführt.

In Abb. 4.7 ist schematisch der Aufbau des Experimentes mit einer Probe aus einem

Strangpressprofil (∅= 35 mm) in vertikaler Probenanordnung dargestellt. Gemessen

wurde in Transmissionsanordnung.

Aus dem Speicherring wurde ein Primärstrahl der weißen, hochenergetischen Rönt-

genstrahlung mit einem Energiebereich von ca. 30 bis 300keV ausgekoppelt. Das

Messvolumenelement wurde durch ein Blendensystem im Primärstrahl und Sekun-

därstrahl, bestehend aus 10 mm Wolframkarbid, definiert. Die Blendenöffnung betrug

primärseitig 1,0 mm x 0,1 mm und sekundärseitig 0,10 mm x 0,08 mm. Unter einem

festen Winkel von 2θ=10° wurde die gebeugte Intensität mit einem Germanium De-

4 Experimentelle Untersuchung

tektor energiedispersiv registriert. Aus der Geometrie des Aufbaus lässt sich die

Größe des Messvolumenelement berechnen [BRU98].

Abb. 4.7: Aufbau des Experimentes an der Beamline ID15a der European Syn-

chrotron Radiation Facility (ESRF), schematische Darstellung

Die Messungen an den Proben der stranggepressten Produkten wurden in den drei

Hauptdehnungsrichtungen der Proben durchgeführt. Realisiert wurde dies durch ent-

sprechende Drehung der Probe um ψ=90° bzw. ϕ=90° jeweils in zwei Richtungen.

Das Messvolumen befand sich dabei vollständig in der Probe. Die zur vollständigen

dreiachsigen Spannungsanalyse notwendigen Gitterebenabstände der dehnungs-

freien Richtungen für das Silizium wurden durch Messung an pulverisiertem Pro-

benmaterial durchgeführt. Dazu wurde Si-Pulver aus dem Werkstoff durch chemi-

sches Auflösen des Aluminiums in 30%-iger NaOH hergestellt. Der

Gitterebenenabstand der dehnungsfreien Richtungen des Aluminiums wurde aus der

Gleichgewichtsbedingung berechnet. Da die Legierungselemente des Werkstoffes

4 Experimentelle Untersuchung

die Gitterebenenabstände beeinflussen, können die tabellierten Werte für Aluminium

und Silizium nicht verwendet werden.

Abb. 4.8: Darstellung des Messvolumenelements, wie es sich annährend mit den

verwendeten Parametern nach [BRU98] ergibt.

Die Texturbestimmungen aus den energiedispersiv registrierten Diffraktogrammen

erfolgte nach den in [GER76] beschriebenen Zusammenhängen.

Die Eigenspannungsanalysen mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung wurden

für die mit einem Werkzeugdurchmesser von 22 mm reibrührgeschweißten Bleche

von der Schweißnahtmitte (0 mm) bis in die WEZ bei 16 mm und für die mit einem

Werkzeugdurchmesser von 15 mm reibrührgeschweißten Bleche von der Schweiß-

naht (0 mm) bis in die WEZ bei 10 mm durchgeführt. Durch die hohe Auflösung der

hochenergetischen Synchrotronstrahlung konnte der Eigenspannungszustand von

Rührzone und TMEZ in der Blechtiefe im Detail erfasst werden. Eigenspannungsana-

lysen wurde von der Blechunterseite (Schweißwurzel) bis in ca. 2 mm, das entspricht

der halben Blechstärke, durchgeführt. Das Volumenelement wurde in seiner Breite

auf 80 µm (Abb. 4.8) begrenzt, um die hohe Ortsauflösung zu gewährleisten.

4 Experimentelle Untersuchung

4.5 Mechanische Werkstoffprüfung

Zur Bestimmung der mechanischen Werkstoffkennwerte von PM-AlSi25Cu4Mg1

wurden Zugversuche bei Umgebungstemperatur (RT) sowie 200°C und 300°C

durchgeführt. Die Untersuchungen wurden an der Ruhr Universität Bochum und der

Technischen Universität Berlin durchgeführt. Die Probenform nach DIN für die Zug-

versuche bei Umgebungstemperatur ist in Abb. 4.9 dargestellt, die Probenform nach

DIN für die Zugversuche bei erhöhter Temperatur in Abb. 4.10.

Abb. 4.9: Zugprobe R2

Abb. 4.10: Warmzugprobe R6

Die Erwärmung der Proben für die Warmzugversuche erfolgte in einem Dreizonen-

ofen. Die Aufheizzeit bis zum Beginn des Versuches betrug 90 Minuten. Die Verfor-

mungsgeschwindigkeit wurde bei allen Versuchen mit v=0,1 mm / min konstant

gehalten. Das entspricht bei einer Messlänge von 30 mm einer Dehnrate von

11s1056,5 −−

⋅=ε

. Gemessen wurde die Kraft Fund, mittels induktivem Wegaufneh-

mer, der Weg. Die Messgrößen wurden mit einem Datenerfassungssystem aufge-

zeichnet. Es wurden Spannungs-Dehnungsdiagramme erstellt und daraus die Kenn-

werte Streckgrenze Rp0,2 Rp1, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Agund

die Gesamtdehnung A ermittelt.

5 Ergebnisse

5.1 Strangpressprodukte aus PM-AlSi25Cu4Mg1

5.1.1 Strangpressen

Indirektes Strangpressen

In Abb. 5.1 ist das beim indirekten Strangpressen aufgenommenes Kraft-Weg-Dia-

gramm mit den Pressparametern Bolzeneinsatztemperatur 450°C und

Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s dargestellt. Es sind die zwei Kraftkurven, die Ge-

samtkraft und Matrizenkraft, sowie der Istwert der Stempelgeschwindigkeit über den

Stempelweg aufgetragen.

Abb. 5.1: Axiale Kräfte und Stempelgeschwindigkeit in Abhängigkeit vom Stem-

pelweg (indirektes Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 450°C,

Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

Zu Beginn des Pressvorgangs wird der Bolzen auf den Aufnehmerinnendurchmesser

aufgestaucht. Der lineare Anstieg der Gesamt- und der Matrizenkraft zu Beginn des

Strangpressvorgangs (Stempelweg ~11 mm) ist auf das Aufstauchen zurückzufüh-

ren. Bei Erreichen einer Presskraft von etwa 2,8 MN wird die Stempelgeschwindigkeit

5 Ergebnisse

auf einen Werte von 1,5 mm/s eingeregelt. Nach Überschreiten des Presskraftmaxi-

mums ist ein geringer sogenannter „Durchhang“ zuerkennen.

Die nach dem Pressen an den Pressresten ermittelten Temperaturen waren etwas

höher als die Bolzeneinsatztemperaturen. Im Fall der Bolzeneinsatztemperatur von

300°C betrug der Temperaturanstieg des Bolzens beim Pressen ca. 20°C, bei der

Bolzeneinsatztemperatur von 400°C betrug der Temperaturanstieg ca. 10°C und bei

der Bolzeneinsatztemperatur von 450°C erhöhte sich die Temperatur um ca. 17°C.

Die Matrizenkräfte im quasistationären Bereich des Strangpressvorgangs (Stempel-

weg ~90 mm) aller indirekt durchgeführten Pressungen (mit verschiedener Bolzen-

einsatztemperatur, aber gleichbleibender Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s)

sind in Abb. 5.2 in Abhängigkeit von der Bolzeneinsatztemperatur zusammengefasst

dargestellt.

Abb. 5.2: Matrizenkräfte in Abhängigkeit von der Bolzeneinsatztemperatur (indi-

rektes Strangpressen, 1,5 mm/s Stempelgeschwindigkeit)

Es ist ein linearer Abfall der erforderlichen Matrizenkraft mit steigender Bolzen-

einsatztemperatur zuerkennen. Die für das indirekte Strangpressen eines Bolzens

aus PM AlSi25Cu4Mg1 erforderliche Matrizenkraft beträgt 4,5 MN, wenn die Bolzen-

einsatztemperatur 300°C ist. Beim indirekten Strangpressen eines vergleichbaren

Bolzens mit einer Bolzeneinsatztemperatur von 450°C ist die erforderliche Matrizen-

kraft mit 2,5 MN um 50% geringer.

5 Ergebnisse

Die Matrizenkräfte im quasistationären Bereich des Strangpressvorgangs (Stempel-

weg ~90 mm) aller nach dem Verfahren des indirekten Strangpressens durchgeführ-

ten Pressungen bei einer Bolzeneinsatztemperatur von 300°C sind in Abb. 5.3 in Ab-

hängigkeit von der Stempelgeschwindigkeit zusammenfassend dargestellt.

Abb. 5.3: Matrizenkräfte in Abhängigkeit von der Stempelgeschwindigkeit

(indirektes Strangpressen, 300°C Bolzeneinsatztemperatur)

Bei Stempelgeschwindigkeiten von 0,75 mm/s, 1,5 mm/s, und 3 mm/s konnte kein

signifikanter Unterschied in der Höhe der Presskräfte verzeichnet werden. Die Werte

der Matrizenkraft variieren innerhalb der Varianz der Werte, die bei mehreren Press-

vorgängen bei 300°C Bolzeneinsatztemperatur und Stempelgeschwindigkeit von

1,5 mm/s bestimmt wurden. Bei deutlicher Erhöhung der Stempelgeschwindigkeit ist

ein Trend zu höheren Matrizenkräften zu erkennen. Eine Erhöhung der Stempelge-

schwindigkeit auf 10 mm/s hat eine Erhöhung der Matrizenkraft um etwa 20 % auf

5,1 MN zur Folge. Bei nochmals erhöhten Stempelgeschwindigkeiten wiesen die

Pressprodukte Warmrisse auf. So traten bei einer Stempelgeschwindigkeit von

15 mm/s Warmrisse im hinteren Drittel der Produktlänge und bei einer Stempelge-

schwindigkeit von 20 mm/s Warmrisse ab etwa der Hälfte der Produktlänge auf.

Die Abb. 5.4 zeigt die Warmrisse am Pressrest eines bei einer Bolzeneinsatztempe-

ratur von 300°C mit einer Stempelgeschwindigkeit von 15 mm/s indirekt strangge-

pressten Produktes.

5 Ergebnisse

Abb. 5.4: Warmrisse am Pressrest, (indirektes Strangpressen, Bolzeneinsatztem-

peratur 300°C, Stempelgeschwindigkeit 15 mm/s

Direktes Strangpressen

In Abb. 5.5 ist ein beim direkten Strangpressen aufgenommenes Kraft-Weg-Dia-

gramm mit den Pressparametern Bolzeneinsatztemperatur 350°C und 1,5 mm/s

Stempelgeschwindigkeit dargestellt. In dem Diagramm sind drei Kraftkurven, welche

die Gesamtkraft, die Matrizenkraft und die Reibungskraft kennzeichnen, sowie der

Istwert der Stempelgeschwindigkeit eingezeichnet.

5 Ergebnisse

Abb. 5.5: Axiale Kräfte und Stempelgeschwindigkeit in Abhängigkeit vom Stem-

pelweg (direktes Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 350°C,

Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

Der lineare Kraftanstieg zu Beginn des Strangpressvorgangs, bis zu einem Stempel-

weg von ca. 11 mm, ist auf das Aufstauchen des Bolzens auf Aufnehmerinnen-

durchmesser zurückzuführen. Die Reibungskraft sinkt nach dem Kraftmaximum zu

Beginn der Pressung. Die Matrizenkraft fällt stetig nach Durchschreiten eines Maxi-

mums zu Beginn der Pressung ab. Die Gesamtkraft, die sich aus Reibungs- und Mat-

rizenkraft zusammensetzt, sinkt dementsprechend mit zunehmendem Stempelweg.

Der nach dem Presskraftmaximum auftretende Kraftabfall hat in Verbindung mit der

im System gespeicherten elastischen Energie einen Geschwindigkeitssprung zur

Folge, der nur bedingt ausgeregelt werden konnte. Die erhöhte Stempelgeschwin-

digkeit führte zu feinen Warmrissen im vorderen Teil des Stranges [MÜL99]. Dieser

Effekt zeigte sich bei den Versuchen mit Bolzeneinsatztemperatur 350°C und 400°C,

dagegen nicht bei einer Bolzeneinsatztemperatur von 300°C. Eine Erhöhung der

Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s auf 7,5 mm/s bei einer Bolzeneinsatztempera-

tur von 400°C führte zur Entstehung von Warmrissen im Bereich der gesamten Pro-

duktlänge.

Bei einer Bolzeneinsatztemperatur von 300°C wurde unmittelbar nach dem Pressen,

mit einer Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s, an der Produktoberfläche eine

5 Ergebnisse

Temperatur von ca. 400°C ermittelt; das entspricht einer Temperaturerhöhung von

etwa 100°C. Bei einer Bolzeneinsatztemperatur von 350°C wurde eine Temperatur-

erhöhung von etwa 70°C und bei einer Bolzeneinsatztemperatur von 400°C eine

Temperaturerhöhung von etwa 40°C ermittelt.

Die Matrizenkräfte im quasistationären Bereich des Strangpressvorgangs (Stempel-

weg ~90 mm) aller nach dem Verfahren des direkten Strangpressens durchgeführten

Pressungen mit verschiedener Bolzeneinsatztemperatur aber gleichbleibender

Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s sind in Abb. 5.6 in Abhängigkeit von der Bol-

zeneinsatztemperatur zusammenfassend dargestellt.

Abb. 5.6: Matrizenkräfte in Abhängigkeit von der Bolzeneinsatztemperatur (direk-

tes Strangpressen, 1,5 mm/s Stempelgeschwindigkeit)

Es ist ein linearer Abfall der Matrizenkraft bei steigender Bolzeneinsatztemperatur zu

erkennen. Die für das direkte Strangpressen eines Bolzens aus PM AlSi25Cu4Mg1

erforderliche Matrizenkraft beträgt 3,4 MN, wenn die Bolzeneinsatztemperatur 300°C

ist. Beim indirekten Strangpressen eines vergleichbaren Bolzens mit einer Bolzen-

einsatztemperatur von 400°C ist die erforderliche Matrizenkraft mit 2,2 MN um 35%

geringer.

Die Reibungskräfte im quasistationären Bereich des Strangpressvorgangs (Stem-

pelweg ~90 mm) aller nach dem Verfahren des direkten Strangpressens durchge-

führten Pressungen mit verschiedener Bolzeneinsatztemperatur, aber gleichbleiben-

5 Ergebnisse

der Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s, sind in Abb. 5.7 in Abhängigkeit von der

Bolzeneinsatztemperatur zusammenfassend dargestellt.

Abb. 5.7: Reibungskräfte in Abhängigkeit von der Bolzeneinsatztemperatur (direk-

tes Strangpressen, 1,5 mm/s Stempelgeschwindigkeit)

Abb. 5.7 zeigt, dass die Reibungskraft bei einer Stempelgeschwindigkeit von

1,5 mm/s einen linearen Abfall mit steigender Bolzeneinsatztemperatur aufweist. Zu-

rückzuführen ist dies auf die Temperaturerhöhung der Pressbolzen während des

Strangpressvorgangs.

5.1.2 Mikrostruktur

Siliziumpartikel und Ausscheidungen

Die lichtmikroskopische Betrachtung der Querschliffe der Pressprodukte zeigt eine

Aluminiummatrix, die 26 ±3 Volumenprozent Siliziumpartikel enthält. Die Siliziumpar-

tikel sind gleichmäßig und fein verteilt (Abb. 5.8). Der Durchmesser der Siliziumparti-

kel variiert zwischen 5 µm und 15 µm. Hinsichtlich ihres Gefüges unterscheiden sich

die Strangpressprodukte, die durch indirektes und direktes Strangpressen mit ver-

gleichbaren Bolzeneinsatztemperaturen und Stempelgeschwindigkeiten hergestellt

wurden, nicht. Indirekt wie auch direkt stranggepresste Proben zeigen, bei der Be-

trachtung im Licht- und Rasterelektronenmikroskop, keine signifikante Abhängigkeit

des Gefüges von der Bolzeneinsatztemperatur und der Stempelgeschwindigkeit. Die

Verteilung der Siliziumpartikel ist in allen untersuchten Proben, in Längs- und Quer-

5 Ergebnisse

richtung der Strangpressprofile, homogen. Eine Ausrichtung der Siliziumpartikel in

Strangpressrichtung ist nicht zu erkennen (Abb. 5.9).

Neben den Siliziumpartikeln sind bei hoher Vergrößerung im Schliffbild (Abb. 5.10)

bzw. bei Untersuchungen im Rasterelektronenmikroskop (Abb. 5.11) auch feinere

Partikel in der Matrix zu erkennen.

Abb. 5.8: Lichtmikroskopische Aufnahme, Querschliff, geätzt mit 1%-iger NaOH

(indirekt stranggepresstes PM AlSi25Cu4Mg1, Bolzeneinsatztemperatur

300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

Abb. 5.9: Lichtmikroskopische Aufnahme, Längsschliff, geätzt mit 1%-iger NaOH

(indirekt stranggepresstes PM AlSi25Cu4Mg1, Bolzeneinsatztemperatur

300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.10: Lichtmikroskopische Aufnahme, Querschliff, geätzt mit 1%-iger NaOH

(indirekt stranggepresstes PM AlSi25Cu4Mg1, Bolzeneinsatztemperatur

300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

Abb. 5.11: REM Aufnahme, Querschliff, geätzt mit 1%-iger NaOH (indirekt strang-

gepresstes PM AlSi25Cu4Mg1, Bolzeneinsatztemperatur 450°C, Stem-

pelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Mittels EDX wurden die im REM weiß erscheinenden Partikel als kupferreiche Phase

identifiziert. Die hellgrauen, zum Teil direkt am etwas dunkler erscheinenden Silizium

anschließenden Partikel sind eine magnesiumreiche Phase.

Transmissionselektronenmikroskopische Aufnahmen zeigen, dass nahezu alle Silizi-

umpartikel Stapelfehler enthalten (Abb. 5.12). Diese Stapelfehler liegen sowohl in

den Siliziumpartikeln der stranggepressten Profile als auch im sprühkompaktierten

Ausgangszustand vor dem Strangpressen vor. Dies lässt darauf schließen, dass die

Stapelfehler während des Sprühkompaktierprozesses entstanden oder bereits im

Vormaterial enthalten sind und nicht durch das Strangpressen verursacht wurden.

Abb. 5.12: Siliziumpartikel mit Stapelfehlern in der Aluminiummatrix

5 Ergebnisse

Abb. 5.13: TEM Hellfeld-, Dunkelfeldaufnahmen und Beugungsbild, Identifizierung

kleiner Ausscheidungen als (kleine) Siliziumpartikel (Pressbolzen,

sprühkompaktiert und homogenisiert)

Neben den Siliziumpartikeln und den intermetallischen Ausscheidungen sind im

Transmissionselektronenmikroskop weitere, erheblich kleinere inkohärente Teilchen

zu erkennen. Mit Hilfe von TEM-Aufnahmen im Hell- und Dunkelfeld-Modus sowie

Beugungsbildern wurden die inkohärenten Teilchen als kleine Siliziumpartikel (Abb.

5.13) sowie als Al2Cu-Partikel (Abb. 5.14) und als Mg2Si-Partikel identifiziert.

Abb. 5.14: TEM-Aufnahmen und Beugungsbild, Identifizierung kleiner Ausschei-

dungen als Al2Cu-Partikel (Pressbolzen, sprühkompaktiert und homo-

genisiert)

5 Ergebnisse

Die inkohärenten Teilchen, die nur im TEM zu erkennen sind, sind in den bei 450°C

verpressten Proben (Abb. 5.15) kleiner und feiner verteilt, als in den bei 300°C

stranggepressten Proben (Abb. 5.16).

Abb. 5.15: TEM-Aufnahmen der Aluminiummatrix mit Ausscheidung, (indirekt

stranggepresstes PM AlSi25Cu4Mg1, Bolzeneinsatztemperatur 450°C,

Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

Abb. 5.16: TEM-Aufnahmen der Aluminiummatrix mit Ausscheidung (indirekt

stranggepresstes PM AlSi25Cu4Mg1, Bolzeneinsatztemperatur 300°C,

Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Aluminiummatrix

Die Korngröße der Aluminiummatrix im Vormaterial beträgt ca. 4µm, die Korngröße

der Aluminiummatrix des stranggepressten Werkstoffs unterscheidet sich hiervon

nicht signifikant. Ein Vergleich der Korngröße in Quer- und Längsrichtung (Abb. 5.17

und Abb. 5.18) der stranggepressten Profile lässt erkennen, dass die Kornstreckung

in Pressrichtung sehr gering ist. Die Abb. 5.17, Abb. 5.18 und Abb. 5.19 zeigen die

mit 1%-iger NaOH geätzten metallographischen Schliffe im Differentialinterferenzkon-

trast (DIC). Es besteht keine signifikante Abhängigkeit der Korngröße der Alumini-

ummatrix von der Bolzeneinsatztemperatur, der Stempelgeschwindigkeit und vom

Strangpressverfahren (indirektes oder direktes Strangpressen).

Abb. 5.17: Lichtmikroskopische Aufnahme, Querschliff, geätzt mit 1%-iger NaOH,

DIC (indirekt stranggepresstes PM AlSi25Cu4Mg1, Bolzeneinsatztem-

peratur 300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.18: Lichtmikroskopische Aufnahme, Längsschliff, geätzt mit 1%-iger NaOH,

DIC (indirekt stranggepresstes PM AlSi25Cu4Mg1, Bolzeneinsatztem-

peratur 300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

Abb. 5.19: Lichtmikroskopische Aufnahme, Querschliff, geätzt mit 1%-iger NaOH,

DIC (direkt stranggepresstes PM AlSi25Cu4Mg1, Bolzeneinsatztempe-

ratur 300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5.1.3 Textur

Textur in Längsrichtung

Die Textur der Aluminiummatrix ist im sprühkompaktierten Zustand und nach einer

anschließenden homogenisierenden Glühung nahezu isotrop. Dieses ist an den in-

versen Polfiguren in axialer Richtung (Abb. 5.20) und an den ϕ1-Schnitten bei 0° und

45° (Abb. 5.21) zu erkennen.

5 Ergebnisse

Abb. 5.20: Inverse Polfiguren der Aluminiummatrix einer sprühkompaktierten Pro-

be und einer bei 520°C homogenisierten Probe

Abb. 5.21: ϕ1-Schnitte der ODF der Aluminiummatrix einer sprühkompaktierten

Probe und einer bei 520°C homogenisierten Probe

Indirektes Strangpressen

Die Aluminiummatrix weist, nach dem indirekten Strangpressen, eine <100>/<111>

Doppelfasertextur auf. Dies ist an den inversen Polfiguren in axialer Richtung (Abb.

5.22) und an den ϕ1-Schnitten der ODF (Abb. 5.23) zu erkennen. Die Siliziumpartikel

5 Ergebnisse

zeigen weder im sprühkompaktierten Zustand noch nach dem Strangpressen eine

Vorzugsrichtung.

Abb. 5.22: Inverse Polfiguren der Aluminiummatrix in axialer Richtung indirekt

stranggepresster Profile

Abb. 5.23: ϕ1-Schnitte der ODF der Aluminiummatrix indirekt stranggepresster Pro-

file

5 Ergebnisse

Mit steigender Bolzeneinsatztemperatur steigt die Stärke der

<100>-Faserkomponente erheblich an, während die Stärke der

<111>-Faserkomponente der Strangpressprodukte nahezu unabhängig von der Bol-

zeneinsatztemperatur ist.

Ebenso ist die <111>-Faserkomponente nahezu unabhängig von der Pressge-

schwindigkeit. Die Stärke der <100>-Faserkomponente nimmt hingegen mit steigen-

der Pressgeschwindigkeit zu. Dies ist an den inversen Polfiguren in axialer Richtung

zu erkennen (Abb. 5.24).

Abb. 5.24: Inverse Polfiguren der Aluminiummatrix in axialer Richtung indirekt

stranggepresster Profile

Der Einfluss einer Wärmebehandlung nach dem Strangpressen auf die Textur wurde

an den indirekt stranggepressten Produkten (Bolzeneinsatztemperatur 300°C, Stem-

pelgeschwindigkeit 1,5 mm/s), untersucht. Die Proben wurden an Luft bei 500°C

bzw. 550°C geglüht und anschließend in Wasser abgeschreckt. An den inversen Pol-

figuren (Abb. 5.25) und den ϕ1-Schnitten der ODF (Abb. 5.26) der wärmebehandelten

Profile ist der Einfluss der Temperatur bei der Wärmebehandlung auf die Stärke der

Textur deutlich zuerkennen.

5 Ergebnisse

Abb. 5.25: Inverse Polfiguren in axialer Richtung wärmebehandelter Profile

Abb. 5.26: ϕ1-Schnitte der ODF der Aluminiummatrix von wärmebehandelten Profi-

len

Nach einer fünfstündigen Glühung bei 500°C und anschließender Abkühlung in Was-

ser hat sich die Stärke der <100>-Faserkomponente deutlich erhöht, die Stärke der

<111>-Faserkomponente ist weitgehend erhalten geblieben. Durch eine fünfstündi-

gen Glühung bei 550°C und anschließender Abkühlung in Wasser wurden die Stärke

5 Ergebnisse

und die Schärfe der <100>-Faserkomponente deutlich gesteigert, die Stärke der

<111>-Faserkomponente wurde verringert.

Die Textur in Längsrichtung der einzelnen Profile ist weitgehend homogen. Bereits

am Stranganfang bildet sich die <100>/<111>-Doppelfasertextur aus. In Abb. 5.27

sind die ϕ1-Schnitte der ODF der Aluminiummatrix in Abhängigkeit von der ausge-

pressten Länge am Beispiel des bei 450°C mit einer Stempelgeschwindigkeit von

1,5 mm/s indirekt stranggepressten Profils dargestellt. Es ist zu erkennen, dass die

<111>-Faserkomponente bei 30 mm Abstand vom Stranganfang relativ stark ist.

5 Ergebnisse

Abb. 5.27: ϕ1-Schnitte der ODF der Aluminiummatrix in Abhängigkeit von der aus-

gepressten Länge (indirektes Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur

450°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Direktes Strangpressen

Ebenso wie nach dem indirekten Strangpressen weist die Aluminiummatrix auch

nach dem direkten Strangpressen eine <100>/<111> Doppelfasertextur auf. Darge-

stellt ist dies an den inversen Polfiguren der axialen Richtung des Stranges (Abb.

5.28) und an den ϕ1-Schnitten der ODF (Abb. 5.29).

Abb. 5.28: Inverse Polfiguren der Aluminiummatrix in axialer Richtung direkt

stranggepresster Profile

5 Ergebnisse

Abb. 5.29: ϕ1-Schnitte der ODF der Aluminiummatrix direkt stranggepresster Profi-

Die durch das direkte Strangpressen mit Bolzeneinsatztemperaturen zwischen 300°C

und 450°C hergestellten Produkte zeigen eine geringe Abhängigkeit der

5 Ergebnisse

<100>-Faserkomponente und der <111>-Faserkomponente von der Bolzeneinsatz-

temperatur. Bei einer Bolzeneinsatztemperatur von 400°C steigt die Stärke der

<100>-Faserkomponente durch eine Erhöhung der Stempelgeschwindigkeit von

1,5 mm/s auf 7,5 mm/s an. Die Stärke der <111>-Faserkomponente geht durch die

Erhöhung der Stempelgeschwindigkeit geringfügig zurück (Abb. 5.29).

Texturverlauf über den Profilquerschnitt

Probeninneres

Die Textur über dem Profilquerschnitt der indirekt stranggepressten Produkte wurde

mit Hilfe der energiedispersiv registrierten Diffraktogramme nach den in [GER76] be-

schriebenen Zusammenhängen ermittelt. In Abb. 5.30 sind die mit hochenergischer

Synchrontonstrahlung aufgenommen Spektren am Beispiel einer bei 300°C indirekt

stranggepressten Probe dargestellt, die in axialer Richtung an den einzeln Positionen

ermittelt wurden. Der Energiebereich von 55 keV bis 73 keV ist als Ausschnitt in Abb.

5.31 dargestellt. Die Intensität der gebeugten Strahlung ist in Abhängigkeit von der

Energie aufgetragen, die Messzeit betrug 10 Minuten pro Messstelle. Die Reflexe

sind mit den Indizes versehen; die Indizes der zur Auswertung herangezogenen Re-

flexe sind hervorgehoben.

Abb. 5.30: Spektren mit Indizierung, aufgenommen in axialer Richtung an ver-

schiedenen Positionen des Profilquerschnitts (indirektes Strangpressen,

Bolzeneinsatztemperatur 300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.31: Ausschnitt des Energiebereichs 90 keV bis 107 keV aus der Abb. 5.30

Die Orientierungsverteilungen phkl der einzeln untersuchten Produkte sind über den

Radius rder Proben dargestellt, wobei r=0 der Probenmitte entspricht (Abb. 5.32 bis

Abb. 5.35). Auf diese Art konnten Texturanalysen über den Probenquerschnitt bis ca.

2 mm unterhalb der Probenoberfläche (Mantelfläche) durchgeführt werden.

Abb. 5.32: Orientierungsverteilung phkl über dem Profilquerschnitt (indirektes

Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 300°C, Stempelgeschwindig-

keit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.33: Orientierungsverteilung phkl über dem Profilquerschnitt (indirektes

Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 450°C, Stempelgeschwindig-

keit 1,5 mm/s)

Abb. 5.34: Orientierungsverteilung phkl über dem Profilquerschnitt (indirektes

Strangpressen Bolzeneinsatztemperatur 300°C, Stempelgeschwindig-

keit 0,75 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.35: Orientierungsverteilung phkl über dem Profilquerschnitt (indirektes

Strangpressen Bolzeneinsatztemperatur 300°C, Stempelgeschwindig-

keit 10 mm/s)

In allen untersuchten Proben sind die phkl-Werte der 400 Reflexe deutlich höher als

die der anderen Reflexe, sie weisen auch die stärksten Unregelmäßigkeiten auf. Die

nominell höchsten phkl-Werte der 400 Reflexe weist das Produkt, welches bei 450°C

mit einer Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s indirekt verpresst wurde, auf. Von

der gleichmäßigen Verteilung im Probeninneren nimmt der Wert phkl von r=10 mm bis

r=12,5 mm zu. Ab r=12,5 mm bis nahe zum Probenrand bei r=16,25 mm, das ent-

spricht ca. 1,5 mm unterhalb der Probenoberfläche (Mantelfläche), nimmt der Wert

kontinuierlich ab. Die höchsten Inhomogenitäten der Textur weist das Produkt, wel-

ches bei 300°C mit einer Stempelgeschwindigkeit von 10 mm/s indirekt verpresst

wurde, auf. Die phkl-Werte der Reflexe 311, 222 und 331 zeichnen sich an allen un-

tersuchten Proben durch ihre geringe Höhe und einen gleichmäßigen Verlauf über

den Probenquerschnitt bis zu ca. 7 mm unterhalb der Probenoberfläche aus.

Oberflächennaher Bereich

Die Texturanalysen im oberflächennahen Bereich erfolgten an Längsschliffen der

indirekt und der direkt stranggepressten Produkte. Um eine Aussage hinsichtlich der

Texturentwicklung über den Querschnitt treffen zu können, wurden Untersuchungen

an Längsschliffen aus unterschiedlichen Tiefen der Produkte vorgenommen. Die er-

mittelten C-Koeffizienten wurden von Querrichtung in Axialrichtung transformiert, d.h.

um 90° gedreht. Die Ergebnisse dieser Texturanalysen sind in Form von Polfiguren

der 100-, 110- und 111-Reflexe dargestellt (Abb. 5.36 bis Abb. 5.40).

5 Ergebnisse

Abb. 5.36: Polfiguren des 100-, 110- und 111-Reflexes an Längsschliffen in unter-

schiedlichen Abständen zur Mantelfläche (indirektes Strangpressen,

Blockeinsatztemperatur 300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.37: Polfiguren des 100-, 110- und 111-Reflexes an Längsschliffen in unter-

schiedlichen Abständen zur Mantelfläche (indirektes Strangpressen,

Blockeinsatztemperatur 450°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.38: Polfiguren des 100-, 110- und 111-Reflexes an Längsschliffen in unter-

schiedlichen Abständen zur Mantelfläche (indirektes Strangpressen,

Blockeinsatztemperatur 300°C, Stempelgeschwindigkeit 10 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.39: Polfiguren des 100-, 110-und 111-Reflexes an Längsschliffen in

unterschiedlichen Abständen zur Mantelfläche (direktes Strangpressen,

Blockeinsatztemperatur 300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.40: Polfiguren des 100-, 110-und 111-Reflexes an Längsschliffen in

unterschiedlichen Abständen zur Mantelfläche (direktes Strangpressen,

Blockeinsatztemperatur 400°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

In allen untersuchten Produkten nehmen die Stärke und die Schärfe der

<100>-Faserkomponente in Oberflächennähe der Produkte (Mantelfläche) ab.

Weiterhin ist zu erkennen, dass die <100>-Faserkomponente an der Oberfläche

(0,8 mm) abknickt. Deutlich ist das Abknicken der<100>-Faserkomponente bei den

mit Bolzeneinsatztemperatur 300°C und einer Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s

indirekt (Abb. 5.36) und direkt (Abb. 5.39) stranggepressten Produkten zu erkennen.

Am Rand des indirekt gepressten Produkte kippt die <100>-Faserkomponente um

~30° und am Rand des direkt gepressten Produktes um ~25° von der Längsachse

des Produktes ab.

5 Ergebnisse

An der mit Bolzeneinsatztemperatur 300°C und erhöhter Stempelgeschwindigkeit

von 10 mm/s (Abb. 5.38) indirekt stranggepressten Probe, ist das Abkippen geringer,

die <100>-Faserkomponente kippt um ~5° von der Längsachse des Produktes ab.

Bei höheren Bolzeneinsatztemperaturen ist das Abkippen der

<100>-Faserkomponente noch etwas geringer. Das zeigen die Ergebnisse der indi-

rekt stranggepressten Proben mit Bolzeneinsatztemperatur 450°C (Abb. 5.37) und

der bei Bolzeneinsatztemperatur 400°C direkt stranggepressten Probe (Abb. 5.40).

Bei Beiden kippt die <100>-Faserkomponente um ~3° von der Längsachse des Pro-

duktes ab.

Die direkt stranggepressten Produkte weisen eine schärfere Textur als indirekt

stranggepresste Produkte auf.

Die Stärke und Schärfe der <111>-Faserkomponente sowie die Stärke der <110>

Textur nehmen zur Oberfläche hin in allen untersuchten Proben kaum ab. Die Stärke

der <110> Textur ist bei höherer Bolzeneinsatztemperatur bei sonst gleichen Press-

parametern sowohl beim indirekten wie auch beim direkten Strangpressen größer.

5.1.4 Eigenspannungen

Probeninneres

Die Eigenspannungen im Volumen des stranggepressten Werkstoffes PM-

AlSi25Cu4Mg1 wurden mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung an der ESRF in

Grenoble, Frankreich ermittelt. Das Volumenelement wurde in seiner Breite auf

80 µm begrenzt, um eine hohe Ortsauflösung zu gewährleisten. Aus der rotations-

symmetrischen Geometrie der Probe und dem Strangpressprozess sind die Haupt-

spannungsrichtungen bekannt und die Messungen und Auswertung konnten in allen

drei Hauptspannungsrichtungen, d.h. in Umfangs-, radialer und axialer Richtung

durchgeführt werden.

In Abb. 5.41 sind drei mit hochenergischer Synchrontonstrahlung aufgenommen

Spektren der drei Hauptspannungsrichtungen am Beispiel einer bei 450°C indirekt

stranggepressten Probe dargestellt, die in der in der Probenmitte ermittelt wurden.

Der Energiebereich von 90 keV bis 107 keV ist als Ausschnitt in Abb. 5.42 darge-

stellt. Die Intensität der gebeugten Strahlung ist in Abhängigkeit von der Energie auf-

getragen, die Messzeit betrug 10 Minuten pro Messstelle. Die Reflexe sind mit den

Indizes versehen; die Indizes der zur Auswertung herangezogenen Reflexe sind her-

vorgehoben. Die Auswahl der Reflexe zur Bestimmung der Eigenspannungen wurde

unter Berücksichtigung der in [EVE75, DÖL77b, DÖL78, HAU97] gegebenen Emp-

5 Ergebnisse

fehlung für texturierte Werkstoffe sowie im Hinblick auf eine ausreichende Reflexin-

tensität getroffen. Weiterhin wurden Reflexe verwendet, die sich nicht mit benachbar-

ten Reflexen überlagern.

Abb. 5.41: Spektren mit Indizierung, aufgenommen in der Mitte der Probe (indirek-

tes Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 450°C, Stempelgeschwin-

digkeit 1,5 mm/s)

Abb. 5.42: Ausschnitt des Energiebereichs 90 keV bis 107 keV aus der Abb. 5.41

5 Ergebnisse

Die für die Auswertung nach Gleichung (2.35) benötigten Werte für die Netzebenen-

abstände des dehnungsfreien Zustandes d0(hkl) wurden im Falle des Siliziums aus

Messungen an Pulver bestimmt. Das Siliziumpulver wurde durch chemische Auflö-

sung der Aluminiummatrix des AlSi25Cu4Mg1 in 10%-iger Salzsäure hergestellt.

Die für die Auswertung nach Gleichung (2.35) benötigten Werte des dehnungsfreien

Zustandes d0(hkl) der Matrix der Aluminiumlegierung wurden aus der Gleichgewichts-

bedingung für die Eigenspannungskomponente in axialer Richtung ermittelt. Aus der

rotationssymmetrischen Geometrie des Strangpressproduktes und der Belastung

während des Strangpressvorgangs ergibt sich, dass die drei Hauptspannungsrich-

tungen mit der Radial-, Umfangs- und Längsrichtung des Strangpressproduktes ü-

bereinstimmen.

Nach Gleichung (2.32) wurden die phasenspezifischen Eigenspannungen áσñαin al-

len drei Hauptspannungsrichtungen an jedem Messpunkt berechnet. Die Auswertung

an unterschiedlichen Reflexen ergab eine Messgenauigkeit von ca. ±80 MPa der

phasenspezifischen Eigenspannungen. In Abb. 5.43 sind die phasenspezifischen

Eigenspannungen der Probe dargestellt, die mit einer Bolzeneinsatztemperatur von

450°C indirekt stranggepresst wurde. Die phasenspezifischen Eigenspannungen sind

an allen untersuchten Stellen im Inneren der Proben nahezu gleich groß.

Abb. 5.43: Abhängigkeit der phasenspezifischen Eigenspannungen von Aluminium

und Silizium in den drei Hauptspannungsrichtungen vom Abstand zur

Probenmitte (indirektes Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur

450°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Entsprechend den Volumenanteilen Vαder Phasen gewichtet, ergeben sich die Ei-

genspannungen I. Art σInach Gleichung (2.19) und die Eigenspannungen II. Art áσIIñα

nach Gleichung (2.20).

Abb. 5.44: Eigenspannungen für Aluminium und Silizium in axialer Richtung in Ab-

hängigkeit vom Querschnitt (Bolzeneinsatztemperatur 450°C, Stempel-

geschwindigkeit 1,5 mm/s, indirekt stranggepresst)

In Abb. 5.44 sind die phasenspezifischen Eigenspannungen áσñαfür Aluminium und

Silizium, die Eigenspannungen II. Art áσIIñαfür Aluminium und Silizium und die Eigen-

spannungen I. Art σIjeweils in axialer Richtung in Abhängigkeit vom Abstand zur

Probenmitte für eine bei 450°C indirekt stranggepresste Probe dargestellt. Die Mak-

roeigenspannungen fluktuieren um Null zeigen keinen Trend in ihrem Verlauf zwi-

schen Probenmitte und Rand. Die Aluminiummatrix weist Zugmikroeigenspannungen

áσIIñAl von etwa 75 MPa auf, während die Siliziumpartikeln Druckmikroeigenspannun-

genáσIIñSi von etwa -250 MPa aufweisen.

5 Ergebnisse

Abb. 5.45: Eigenspannungen für Aluminium und Silizium in axialer Richtung, in

Abhängigkeit vom Querschnitt (Bolzeneinsatztemperatur 300°C, Stem-

pelgeschwindigkeit 1,5 mm/s, indirekt stranggepresst)

In Abb. 5.45 sind die phasenspezifischen Eigenspannungen áσñαfür Aluminium und

Silizium, die Eigenspannungen II. Art áσIIñαfür Aluminium und Silizium und die Eigen-

spannungen I. Art σI, jeweils in axialer Richtung in Abhängigkeit vom Abstand zur

Probenmitte für eine bei 300°C indirekt stranggepresste Probe, dargestellt. Die Er-

gebnisse der Eigenspannungsanalysen zeigen, dass der Eigenspannungszustand

der Probe durch Makroeigenspannungen geringer Höhe gekennzeichnet ist. Die

Makroeigenspannungen zeigen keinen Trend in ihrem Verlauf zwischen Probenmitte

und Rand. Die Aluminiummatrix weist Zugmikroeigenspannungen auf, die ca. 80

MPa betragen, während die Siliziumpartikeln Druckmikroeigenspannungen in Höhe

von ca. -225 MPa enthalten.

Oberflächennaher Bereich

Die phasenspezifischen Eigenspannungsanalysen im oberflächennahen Bereich der

Produkte wurden an der Aluminiummatrix und an den Siliziumpartikeln durchgeführt.

Bereits innerhalb der mittleren Eindringtiefe der konventionellen Röntgenstrahlung

von ca. 17 µm herrscht ein dreidimensionaler Eigenspannungszustand, der bei der

Auswertung berücksichtigt werden muss. Die Ermittlung der d0hkl-Werte für die Be-

stimmung des dreidimensionalen Spannungszustandes der Siliziumpartikel entspre-

chend Gleichung (2.31) erfolgte durch Messungen an extrahierten Siliziumpulver. In

den Abb. 5.46 bis Abb. 5.59 sind die phasenspezifischen Eigenspannungen der Sili-

ziumpartikel in Abhängigkeit vom Abstand zur Mantelfläche der Proben dargestellt.

5 Ergebnisse

Abb. 5.46: Phasenspezifische Eigenspannungen in den Si-Partikeln (indirektes

Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 300 °C, Stempelgeschwin-

digkeit 1,5 mm/s)

Abb. 5.47: Phasenspezifische Eigenspannungen in den Si-Partikeln (indirektes

Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 350 °C, Stempelgeschwindig-

keit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

Abb. 5.48: Phasenspezifische Eigenspannungen in den Si-Partikeln (indirektes

Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 400 °C, Stempelgeschwindig-

keit 1,5 mm/s)

Abb. 5.49: Phasenspezifische Eigenspannungen in den Si-Partikeln (indirektes

Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 450 °C, Stempelgeschwindig-

keit 1,5 mm/s)

5 Ergebnisse

In den Siliziumpartikeln herrschen, unabhängig von der Bolzeneinsatztemperatur,

phasenspezifische Eigenspannungen im Druckbereich. An der Oberfläche variieren

die phasenspezifischen Eigenspannungen, die in den Siliziumpartikeln in axialer, ra-

dialer und Umfangsrichtung vorhanden sind, zum Teil erheblich (Abb. 5.46 und Abb.

5.49). Unabhängig von der Bolzeneinsatztemperatur ist in allen untersuchten Proben

der phasenspezifische Eigenspannungszustand in den Siliziumpartikeln, in einem

Abstand von mehr als 67 µm von der Oberfläche, homogen. Tendenziell nimmt die

Höhe der phasenspezifischen Eigenspannungen im Druckbereich der Siliziumparti-

keln mit steigendem Abstand zur Mantelfläche der Proben zu. In ~170 µm Abstand

zur Probenoberfläche ist der hydrostatische Eigenspannungszustand erreicht, der im

Inneren der Proben herrscht. Die röntgenographisch ermittelten Werte der phasen-

spezifischen Eigenspannungen in den Siliziumpartikeln stimmen in einem Abstand

von ~170 µm zur Probenmantelfläche mit den durch hochenergetische Syn-

chrotronstrahlung im Inneren der Proben bestimmten Werten der phasenspezifischen

Eigenspannungen der Siliziumpartikeln überein.

5.1.5 Mechanische Eigenschaften

Die Zugfestigkeit (Rm), die Streckgrenzen (Rp0,2 und Rp1) und die Gleichmaßdehnung

(Ag) der Strangpressprofile, die mit einer Bolzeneinsatztemperatur von 300°C, 350°C,

400°C und 450°C und einer Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s indirekt strangge-

presst wurden, wurden bei den Prüftemperaturen 20°C, 200°C und 300°C ermittelt.

Die ermittelten mechanischen Kennwerte sind in Tabelle 5.5, Tabelle 5.6 und Tabelle

5.7 bis angegeben.

Tabelle 5.5: Prüftemperatur 20°C (indirektes Strangpressen, Stempelgeschwindigkeit

1,5 mm/s)

Bolzeneinsatztemp. [°C] Rp0,2 [MPa] Rp1 [MPa] Rm[MPa] Ag[%]

300 119 206 254 3,4

350 163 213 213 1

400 208 - 254 1,9

450 175 262 280 1,7

5 Ergebnisse

Tabelle 5.6: Prüftemperatur 200°C (indirektes Strangpressen, Stempelgeschwindig-

keit 1,5 mm/s)

Bolzeneinsatztemp. [°C] Rp0,2 [MPa] Rp1 [MPa] Rm[MPa] Ag[%]

300 127 151 154 1,6

350 108 124 140 4,9

400 138 164 176 2,9

450 186 200 204 0,7

Tabelle 5.7: Prüftemperatur 300°C (indirektes Strangpressen, Stempelgeschwindig-

keit 1,5 mm/s)

Bolzeneinsatztemp. [°C] Rp0,2 [MPa] Rp1 [MPa] Rm[MPa] Ag[%]

300 44 45 46 1,1

350 36 42 43 1,7

400 48 54 55 2,6

450 65 68 70 0,8

In der Abb. 5.50 sind die Zugfestigkeiten in Abhängigkeit von der Bolzeneinsatztem-

peratur bei verschiedenen Prüftemperaturen dargestellt. Es ist auffällig, dass die

Zugfestigkeit und die Streckgrenzen bei allen Prüftemperaturen im Falle der bei hö-

heren Bolzeneinsatztemperaturen verpressten Proben höher sind als im Falle der bei

300°C stranggepressten Proben.

In Abb. 5.51 sind die Zugfestigkeiten der Proben, die aus Strangpressprofilen herge-

stellt wurden, die bei einer Bolzeneinsatztemperatur von 300°C mit unterschiedlichen

Stempelgeschwindigkeiten indirekt stranggepresst wurden, dargestellt. Die mechani-

schen Kennwerte sind für die Prüftemperatur 20°C in Tabelle 5.8 und für die Prüf-

temperatur 200°C in Tabelle 5.9 zusammengefasst.

5 Ergebnisse

100

Abb. 5.50: Zugfestigkeiten Rmin Abhängigkeit von der Bolzeneinsatztemperatur

und den Prüftemperaturen (indirektes Strangpressen, Stempelge-

schwindigkeit 1,5 mm/s)

Abb. 5.51: Zugfestigkeiten Rmin Abhängigkeit von der Stempelgeschwindigkeit

und den Prüftemperaturen (indirektes Strangpressen, Bolzeneinsatz-

temperatur 300°C)

5 Ergebnisse

101

Tabelle 5.8: Prüftemperatur 20°C (indirektes Strangpressen, Bolzeneinsatztempera-

tur 300°C)

Stempelgeschw. [mm/s] Rp0,2 [MPa] Rp1 [MPa] Rm[MPa] Ag[%]

0,75 137 181 225 3,8

1,5 150 199 240 2,9

3 163 215 251 3,1

10 155 205 250 3,6

15 161 210 255 3,1

Tabelle 5.9: Prüftemperatur 200°C (indirektes Strangpressen, Bolzeneinsatztempera-

tur 300°C)

Stempelgeschw.[mm/s] Rp0,2 [MPa] Rp1 [MPa] Rm[MPa] Ag[%]

0,75 108 116 121 2,7

1,5 134 155 167 3,6

3 145 165 176 2,8

10 127 150 166 3,7

15 128 170 172 3,9

Für die bei der geringen Stempelgeschwindigkeit von 0,75 mm/s verpresste Probe

weisen die Zugfestigkeit und die Streckgrenzen bei den beiden Prüftemperaturen

20°C und 200°C geringe Werte auf. Proben, die aus Strangpressprofilen hergestellt

wurden, die bei unterschiedlichen Pressgeschwindigkeiten, die größer als 0,75 mm/s

sind, erzeugt wurden, zeigen keine signifikanten Unterschiede in ihren mechanischen

Kennwerten bei 20°C und 200°C Prüftemperatur.

Die mechanischen Kennwerte der Strangpressprofile, die mit Bolzeneinsatztempera-

turen von 300°C und 400°C mit einer Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s direkt

stranggepresst wurden, wurden bei den Prüftemperaturen 20°C, 200°C und 300°C

ermittelt. Sie sind für die Prüftemperatur 20°C in Tabelle 5.10, für die Prüftemperatur

200°C in Tabelle 5.11 und für die Prüftemperatur 300°C in Tabelle 5.12 zusammen-

gefasst.

5 Ergebnisse

102

Tabelle 5.10: Prüftemperatur 20°C (direktes Strangpressen, Stempelgeschwindigkeit

1,5 mm/s)

Bolzeneinsatztemp. [°C] Rp0,2 [MPa] Rp1 [MPa] Rm[MPa]

300 172 224 239

400 191 - 255

Tabelle 5.11: Prüftemperatur 200°C (direktes Strangpressen, Stempelgeschwindig-

keit 1,5 mm/s)

Bolzeneinsatztemp. [°C] Rp0,2 [MPa] Rp1 [MPa] Rm[MPa]

300 119 147 161

400 150 206 221

Tabelle 5.12: Prüftemperatur 300°C (direktes Strangpressen, Stempelgeschwindig-

keit 1,5 mm/s)

Bolzeneinsatztemp. [°C] Rp0,2 [MPa] Rp1 [MPa] Rm[MPa]

300 63 52 66

400 68 58 69

Bei allen Prüftemperaturen sind die Zugfestigkeit und die Streckgrenzen im Falle der

bei höheren Bolzeneinsatztemperaturen verpressten Proben höher.

5 Ergebnisse

103

5.2 Reibrührgeschweißte Al-6013 Bleche

5.2.1 Mikrostruktur

Bei der Betrachtung der reibrührgeschweißten Bleche im Licht- und Rasterelektro-

nenmikroskop sind im ungeätzten Zustand bei hoher Vergrößerung im Schliffbild

bzw. bei Untersuchungen im Rasterelektronenmikroskop (Abb. 5.52) Ausscheidun-

gen in der Matrix zu erkennen. Mittels EDX wurden die im REM weiß erscheinenden

Partikel als Al-Fe-Mn-Si-reiche Phase identifiziert.

Abb. 5.52: REM Aufnahme, Querschliff, ungeätzt (Umdrehungsgeschwindigkeit

1000 min-1, Vorschub 300 mm/min, Werkzeugdurchmesser 22 mm,

Pindurchmesser 3,6 mm)

Der Materialfluss, der beim Rühren der Schweißnaht entsteht, kann anhand von ge-

ätzten Querschliffen durch die Schweißnaht nachvollzogen werden. Er ist in Form

von Makroaufnahmen der einzeln untersuchten Proben in den Abb. 5.53 bis Abb.

5.56 dargestellt.

5 Ergebnisse

104

Umdrehungsgeschw. Vorschub Werkzeugdurchmesser Pindurchmesser

1000 min-1 300 mm min-1 22 mm 3,6 mm

Abb. 5.53: Querschliff, Punkte im Bild: a, b: Rührzone; c: TMEZ; d: Übergang

TMEZ / WEZ; e, f: WEZ; g: Ausgangszustand.

Umdrehungsgeschw. Vorschub Werkzeugdurchmesser Pindurchmesser

1500 min-1 300 mm min-1 22 mm 3,6 mm

Abb. 5.54: Querschliff, Punkte im Bild: a, b: Rührzone; c: TMEZ; d: Übergang

TMEZ / WEZ; e, f: WEZ; g: Ausgangszustand.

Umdrehungsgeschw. Vorschub Werkzeugdurchmesser Pindurchmesser

1670 min-1 500 mm min-1 15 mm 3,7 mm

Abb. 5.55: Querschliff, Punkte im Bild: a: Rührzone; b: TMEZ; c, d, e: WEZ; e, f:

Ausgangszustand.

5 Ergebnisse

105

Umdrehungsgeschw. Vorschub Werkzeugdurchmesser Pindurchmesser

2500 min-1 1000 mm min-1 15 mm 3,7 mm

Abb. 5.56: Querschliff, Punkte im Bild: a: Rührzone; b: TMEZ; c, d: WEZ; e:

Grundwerkstoff

Maßgebend für den Materialfluss sind die Größe und die Geometrie des Werkzeuges

sowie der Vorschub und die Umdrehungsgeschwindigkeit des Werkzeuges.

In der Schweißnaht rekristallisiert der Aluminiumwerkstoff dynamisch. Der dynamisch

rekristallisierte Bereich bildet sich trapezförmig aus, wobei die große Seite des Tra-

pezes an der Blechoberseite in etwa dem Werkzeugdurchmesser entspricht. Der

rekristallisierte Bereich umfasst zwei Zonen, die Rühr- und die thermomechanisch

beeinflusste Zone (TMEZ). Die Rührzone wird durch den direkten Kontakt mit dem

Pin erzeugt. Sie erfährt die größte Verformung während des Prozesses (Punkt a in

den Abb. 5.53 bis Abb. 5.56). Durch die rührende Bewegung kommt eine komplexe,

wirbelartige Struktur („Nuggetstruktur“) aus einem System von konzentrisch geform-

ten Grenzflächen zustande (Abb. 5.57).

Abb. 5.57: Wirbelartige Struktur („Nuggetstruktur“) der Schweißnaht eines Al-6013

T4 reibrührgeschweißten Bleches

In Abb. 5.58 sind die verschiedenen Gefüge, wie sie beim Reibrührschweißen quer

zur Schweißnaht entstehen, am Beispiel eines Al 6013 T4 Bleches mit den Schweiß-

5 Ergebnisse

106

parametern Umdrehungsgeschwindigkeit 1000 min-1, Vorschub 300 mm/min, Werk-

zeugdurchmesser 22 mm, und Pindurchmesser 3,6 mm dargestellt. Die Bezeichnun-

gen der Teilbilder entsprechen den Punkten in Abb. 5.53.

In der Rührzone ist ein sehr feines, vollständig rekristallisiertes Gefüge (Abb. 5.58a)

zu erkennen. Nach der Rührzone schließt sich die thermomechanisch beeinflusste

Zone (TMEZ) an, die weniger stark verformt ist als die Rührzone. Die TMEZ ent-

spricht dem gesamten rekristallisierten Bereich außerhalb der Wirbelstrukturen. Sie

unterscheidet sich von der Rührzone durch ein etwas gröberes Gefüge (Abb. 5.58c).

Der Übergang zwischen Rührzone und TMEZ ist fließend. Neben der TMEZ liegt die

Wärmeeinflusszone (WEZ). Da in der WEZ der Werkstoff nicht rekristallisiert, ist der

Übergang zwischen beiden Zonen deutlich an den Makroaufnahmen zu erkennen

(Punkt c in Abb. 5.53 bis Abb. 5.56). Das Gefüge der WEZ lässt sich durch die licht-

mikroskopische Untersuchung nur insoweit quantitativ vom Gefüge des Ausgangszu-

standes unterscheiden, dass es sich schwerer anätzen lässt. (Punkte f und g in Abb.

5.53).

5 Ergebnisse

107

Abb. 5.58: Gefügeaufnahmen in Abhängigkeit zum Abstand der Schweißnahtmitte

eines reibrührgeschweißten Al 6013 T4 Bleches, geätzt mit 2% NaOH

(Umdrehungsgeschwindigkeit 1000 min-1, Vorschub 300 mm/min, Werk-

zeugdurchmesser 22 mm, Pindurchmesser 3,6 mm)

5 Ergebnisse

108

Zur weiteren Beurteilung des Gefüges wurde die Mikrohärte quer zur Schweißnaht

ermittelt. Die Mikrohärtewerte der einzeln untersuchten Bleche sind in Abb. 5.59 in

Abhängigkeit vom Abstand zur Schweißnahtmitte zusammenfassend dargestellt.

Umdrehungsgeschw. [min -1] Vorschub[mm min -1] Werkzeugdurchmesser [mm]

1000 300 22

1500 300 22

1670 500 15

2500 1000 15

Abb. 5.59: Mikrohärteverläufe der untersuchten reibrührgeschweißten Al6013 T4

Bleche

Der Verlauf der Mikrohärte weist einen, um die Schweißnahtmitte nahezu symmetri-

schen, Abfall der Härte beim Übergang vom Ausgangszustand (Maximum der Härte)

zur WEZ (Minimum der Härte) auf. Dieser Effekt ist in allen Schweißnahtbereichen

der untersuchten Bleche zu erkennen.

5.2.2 Textur

Die Texturanalysen an den reibrührgeschweißten Al 6013 Blechen wurden mit kon-

ventioneller Röntgenstrahlung durchgeführt. Analysiert wurden die Rührzone, die

5 Ergebnisse

109

TMEZ, die WEZ sowie ein Bereich 30 mm von der Schweißnahtmitte entfernt, dort

liegt der Ausgangszustand T4 vor. In Abb. 5.60 sind die inversen Polfiguren in Nor-

malenrichtung (NR) und in Walzrichtung (WR) eines Bleches mit den Schweißpara-

metern: Umdrehungsgeschwindigkeit 1500 min-1, Vorschub300 mm/min und Werk-

zeugdurchmesser 22 mm dargestellt. In Abb. 5.61sind die ϕ1-Schnitte der ODF bei 0°

und 45° des zuvor beschriebenen Bleches dargestellt.

Der Bereich des Ausgangszustandes, 30 mm von der Schweißnahtmitte entfernt, ist

durch eine Walztextur gekennzeichnet. An der inversen Polfigur in Walzrichtung

(WR) ist ein starker und scharfer <100>-Anteil und ein weniger starker und scharfer

<111>-Anteil in der Orientierung zu erkennen. Die inverse Polfigur in Normalenrich-

tung weist einen <100>-Anteil und einen weniger starken und scharfen <111>-Anteil

in der Orientierung auf. Die <100>-Komponente der Textur in Normalenrichtung ist

geringer und weniger scharf als die <100>-Komponente in Walzrichtung. Die Wär-

meeinflusszone unterscheidet sich hinsichtlich der Textur nur wenig vom Ausgangs-

zustand. Der <100>-Anteil in Walzrichtung nimmt an Stärke etwas zu, zu erkennen

ist dies an den inversen Polfiguren der WEZ und an den ϕ1-Schnitten der ODF der

WEZ. Die ϕ1-Schnitte der ODF der thermomechanischen Einflusszone sowie die in-

verse Polfigur in Walzrichtung zeigen keine unterschiedliche Textur hinsichtlich Stär-

ke und Schärfe zur Textur des Ausgangszustandes. Die inverse Polfgieur in Norma-

lenrichtung der TMEZ weist eine weniger starke und scharfe Textur der <100>- und

<110>-Anteile auf. Weiterhin ist ein schwacher <311>-Anteil zu erkennen. Die Rühr-

zone zeigt eine vollkommen andere Orientierung der Kristallite als die zuvor be-

schriebenen Zonen. So weist die inverse Polfigur in Walzrichtung einen schwachen

<110>-Anteil, der in Stärke und Schärfe in etwa dem <110>-Anteil des Ausgangszu-

standes in Normalenrichtung entspricht auf. Der <100>-Anteil ist quasi aufgelöst. Die

inverse Polfigur in Normalenrichtung zeigt einen weniger starken und weniger schar-

fen <100>-Anteil an der Orientierung als es in der TEMZ der Fall ist. Dahin gegen

weist die inverse Polfigur in Normalenrichtung einen <111>-Anteil in der Orientierung

auf. Die Ausbildung einer starken <111>-Komponente ist auch am ϕ1-Schnitt bei 0°

der ODF der Rührzone zu erkennen. Die Schweißparameter Vorschub und Umdre-

hungsgeschwindigkeit üben keinen Einfluss auf Stärke und Schärfe der Textur inner-

halb der einzelnen Zonen aus. Der Werkzeugdurchmesser beeinflusst die Textur in

soweit, dass sich die Zonen relativ zur Schweißnahtmitte in einem anderen Abstand

befinden.

5 Ergebnisse

110

Umdrehungsgeschw. Vorschub Werkzeugdurchmesser Pindurchmesser

1500 min-1 300 mm min-1 22 mm 3,6 mm

Abb. 5.60: Inverse Polfiguren in Normalenrichtung und in Walzrichtung in Abhän-

gigkeit vom Abstand zur Schweißnahtmitte eines reibrührgeschweißten

Al 6013 Bleches

5 Ergebnisse

111

Umdrehungsgeschw. Vorschub Werkzeugdurchmesser Pindurchmesser

1500 min-1 300 mm min-1 22 mm 3,6 mm

Abb. 5.61: ϕ1-Schnitte der ODF in Abhängigkeit vom Abstand zur Schweißnahtmit-

te eines reibrührgeschweißten Al 6013 Bleches

5 Ergebnisse

112

5.2.3 Eigenspannungen

Oberflächennaher Bereich

Die Eigenspannungsanalysen im oberflächennahen Bereich der reibrührgeschweiß-

ten Al 6013 Bleche wurden mit konventioneller Röntgenstrahlung mit unterschiedli-

chen Wellenlängen durchgeführt, um entsprechend unterschiedliche Eindringtiefen

zu realisieren. In Abb. 5.62 sind die sich längs zur Schweißnaht ausbildenden Eigen-

spannungen eines reibrührgeschweißten Al 6013 Bleches, gemessen an der Blech-

oberseite (Werkzeug) und der Blechunterseite (Schweißnahtwurzel), in Abhängigkeit

von der Entfernung zur Schweißnahtmitte dargestellt. Der Eigenspannungszustand

wurde in einer Tiefe von ca. 58 µm ermittelt, da von den Oberflächen ~40 µm elektro-

lytische Abgetragen wurden, und die mittlere Eindringtiefe der Cu-Kα-Strahlung

18 µm beträgt. In der Schweißnaht und in einer Entfernung größer ±20 mm zur

Schweißnahtmitte weist das Blech an der Oberseite und an der Unterseite Eigen-

spannungen im Druckbereich auf. Eigenspannungen im Zugbereich weist das Blech

an der Oberseite und an der Unterseite im Bereich der Werkzeugrandes auf.

Abb. 5.62: Eigenspannungen in Längsrichtungen an der Ober- und Unterseite ei-

nes Al 6013 reibrührgeschweißten Bleches, Tiefe ~58µm

(Cu-Kα-Strahlung)

Im folgenden wurden die Blechunterseite (Schweißnahtwurzel) untersucht. Die Er-

gebnisse der einzelnen Eigenspannungsanalysen, die an der Seite der Schweißwur-

zel durchgeführt wurden, sind in den Abb. 5.63 bis Abb. 5.67 dargestellt. In Längs-

5 Ergebnisse

113

richtung weisen die Eigenspannungsverläufe der Bleche zwei Maxima im Zugbereich

auf, die symmetrisch bezüglich der Schweißnahtmitte liegen.

Abb. 5.63: Eigenspannungen in Längs- und Querrichtungen an der Blechunterseite

(Schweißnahtwurzel) eines Al 6013 reibrührgeschweißten Bleches, Tie-

fe ~54 µm (Co-Kα-Strahlung)

5 Ergebnisse

114

Abb. 5.64: Eigenspannungen in Längs- und Querrichtungen an der Blechunterseite

(Schweißnahtwurzel) eines Al 6013 reibrührgeschweißten Bleches, Tie-

fe ~58 µm (Cu-Kα-Strahlung)

Abb. 5.65: Eigenspannungen in Längs- und Querrichtungen an der Blechunterseite

(Schweißnahtwurzel) eines Al 6013 reibrührgeschweißten Bleches, Tie-

fe ~58 µm (Cu-Kα-Strahlung)

5 Ergebnisse

115

Abb. 5.66: Eigenspannungen in Längs- und Querrichtungen an der Blechunterseite

(Schweißnahtwurzel) eines Al 6013 reibrührgeschweißten Bleches, Tie-

fe ~54 µm (Co-Kα-Strahlung)

Abb. 5.67: Eigenspannungen in Längs- und Querrichtungen an der Blechunterseite

(Schweißnahtwurzel) eines Al 6013 reibrührgeschweißten Bleches, Tie-

fe ~58 µm (Cu-Kα-Strahlung)

5 Ergebnisse

116

Die Maxima der Eigenspannungen liegen bei allen untersuchten Proben in der WEZ.

Da die Ausbildung der WEZ vom Werkzeugdurchmesser abhängig ist, bilden sich die

Maxima im entsprechenden Abstand von der Schweißnahtmitte aus. Umdrehungs-

geschwindigkeit und Vorschub üben nur einen geringen Einfluss auf die Entstehung

der Eigenspannungen aus. Je größer das Verhältnis von Umdrehungsgeschwindig-

keit zu Vorschub ist, desto weiter entfernt werden die Maxima von der Schweißnaht-

mitte ausgebildet. Die Eigenspannungen in Querrichtung sind geringer und zeigen

keinen Trend in ihrem Verlauf quer zur Schweißnaht.

Probeninneres

Neutronenstrahlung

Die Eigenspannungen im Inneren der reibrührgeschweißten Al 6013 Bleche wurden

mit Neutronenstrahlung am HMI ermittelt. Aus der Geometrie der Probe und dem

Fertigungsprozess sind die Hauptspannungsrichtungen bekannt, so dass die Mes-

sungen und Auswertung in den drei Hauptspannungsrichtungen durchgeführt werden

konnten. Im Falle der Eigenspannungsanalyse mit Neutronenstrahlung geschah dies

unter der Annahme eines zweiachsigen Eigenspannungszustandes, d.h. die Eigen-

spannung in Dickerichtung (σ33) ist gleich null. Diese Annahme kann getroffen wer-

den, da das rautenförmige Messvolumenelement mehr als zwei Drittel der Blechdicke

umfasst und daher die Eigenspannungswerte dieses Bereich integriert werden. Die

mit Neutronenstrahlung ermittelten Eigenspannungen entsprechen dem Mittelwert

des gesamten, durch das Messvolumenelement erfassten Bereiches.

Die unter dieser Voraussetzung ermittelten Eigenspannungsverläufe sind in Abb.

5.68 und Abb. 5.69 dargestellt.

5 Ergebnisse

117

Abb. 5.68: Eigenspannungen in Längs- und Querrichtung eines

reibrührgeschweißten Al 6013 Bleches im Probeninneren, ermittelt mit

Neuronenstrahlung

Abb. 5.69: Eigenspannungen in Längs- und Querrichtung eines

reibrührgeschweißten Al 6013 Bleches im Probeninneren, ermittelt mit

Neuronenstrahlung

5 Ergebnisse

118

Analog zu den Ergebnissen der Eigenspannungsanalyse mit konventioneller

Röntgenstrahlung sind die Eigenspannungen quer zur Schweißnaht deutlich geringer

und gleichmäßiger in ihrem Niveau als die Eigenspannungen längs zur Schweißnaht.

Die Eigenspannungen in Längsrichtung zeigen den gleichen symmetrischen Verlauf

zur Schweißnaht, wie er bereits bei den Untersuchungen mit Röntgenstrahlung

festgestellt wurde.

Hochenergetische Synchrotronstrahlung

Die Eigenspannungen im Inneren der reibrührgeschweißten Al 6013 Bleche wurden

mit hochenergetischer Synchrontonstrahlung an der ESRF ermittelt. Der experimen-

tell untersuchte Bereich ist in Abb. 5.70 strafviert, in der Makroaufnahme eines Quer-

schliff, dargestellt.

Abb. 5.70: Makroaufnahme eines Querschliffs mit Kennzeichnung des mit hoch-

energetischer Synchrontonstrahlung untersuchten Bereichs

Die für die Auswertung nach Gleichung (2.35) benötigten Werte des dehnungsfreien

Zustandes d0(hkl) wurden aus den Gleichgewichtsbedingungen bestimmt. Dieser

Schritt der Auswertung war nötig, da die Mikrostruktur über den Querschnitt der Ble-

che stark variiert und sich somit auch die Netzebenenabstände des dehnungsfreien

Zustandes d0(hkl) als Funktion des Ortes ändern. Unter der Annahme, dass d0hkl eine

Funktion des Abstandes zur Schweißnahtmitte ist, die über die Blechtiefe nicht vari-

iert, wurde das Integral über die Eigenspannungen in der Dickenrichtung gleich null

gesetzt. Weiterhin wurde angenommen, dass die Eigenspannungsverteilung in der

Blechtiefe symmetrisch zur Mitte des Bleches ist, so dass das Integral bis zur Hälfte

der Tiefe ebenfalls gleich null ist. Die unter dieser Voraussetzung ermittelten Eigen-

spannungsverläufe sind in Abb. 5.71 bis Abb. 5.75 dargestellt.

5 Ergebnisse

119

Abb. 5.71: Eigenspannungen in Längsrichtung in Abhängigkeit von der Schweiß-

nahtmitte und der Tiefe, ermittelt mit hochenergetischer

Synchrotronstrahlung

Abb. 5.72: Eigenspannungen in Längsrichtung in Abhängigkeit zur Schweißnaht-

mitte und zur Tiefe, ermittelt mit hochenergetischer Synchrotronstrah-

lung

5 Ergebnisse

120

Abb. 5.73: Eigenspannungen in Längsrichtung in Abhängigkeit zur Schweißnaht-

mitte und zur Tiefe, ermittelt mit hochenergetischer Synchrotronstrah-

lung

Abb. 5.74: Eigenspannungen in Querrichtung in Abhängigkeit zur Schweißnahtmit-

te und zur Tiefe, ermittelt mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung

5 Ergebnisse

121

Abb. 5.75: Eigenspannungen in Dickenrichtung in Abhängigkeit zur Schweißnaht-

mitte und zur Tiefe, ermittelt mit hochenergetischer Synchrotronstrah-

lung

Ebenso wie bei den Eigenspannungsanalysen mit konventioneller Röntgenstrahlung

und Neutronenstrahlung wurde längs zur Schweißnaht ein Maximum der Eigenspan-

nungen im Zugbereich registriert. Die Eigenspannungen quer zur Schweißnaht sind

ebenfalls geringer und gleichmäßiger. Die Art und Höhe der Eigenspannungen in

Längsrichtung, unmittelbar unter der Oberfläche der Blechunterseiten, entsprechen

den Ergebnissen der konventionellen Röntgenstrahlung. Es sind in der WEZ Eigen-

spannungen im Zugbereich und im mittleren Bereich der Schweißnaht (Rührzone

und TMEZ) Eigenspannungen im Druckbereich vorhanden. Im Bereich der WEZ

nehmen die Eigenspannungen in Richtung der Blechtiefe zu. Für die Eigenspannun-

gen der TMEZ im Druckbereich ist ein Minimum bei einer Tiefe von 1 mm zu erken-

nen.

6 Diskussion

122

6 Diskussion

6.1 Strangpressprodukte aus PM AlSi25Cu4Mg1

Untersucht wurden durch indirektes und direktes Strangpressen erzeugte Produkte

aus dem pulvermetallurgischen Werkstoff AlSi25Cu4Mg1 mit rundem Querschnitt. Im

Folgenden wird der Einfluss der Prozessparameter Verfahren (indirektes und direktes

Strangpressen), Bolzeneinsatztemperatur und Stempelgeschwindigkeit hinsichtlich

der axialen Kräfte beim Strangpressen, der Mikrostruktur, der Textur, der Eigenspan-

nungen und der Festigkeit diskutiert.

6.1.1 Strangpressen

Bei den Pressungen wurden die axialen Kräfte in Abhängigkeit vom Stempelweg er-

fasst. Als Vergleichsgröße dient die experimentell ermittelte Matrizenkraft. Die Matri-

zenkraft setzt sich aus der Kraft, die für die Umformung des Materials benötigt wird,

und der Reibungskraft an den Werkzeugen (Matrize und Pressscheibe) zusammen.

Es ist nicht möglich, mit diesem Messaufbau den Anteil der Reibungskraft an den

Werkzeugen, d h. die Umformkraft direkt, zu messen.

Verfahren

Bei den indirekt stranggepressten Produkte entspricht, in den einzeln aufgenomme-

nen Kraft-Weg-Diagrammen, erwartungsgemäß die Gesamtkraft in etwa der Matri-

zenkraft. Nach Überschreiten des Presskraftmaximums ist ein geringer sogenannter

„Durchhang“ zu erkennen. Der Durchhang ist darauf zurückzuführen, dass in der Mit-

te des Aufnehmers die Aufnehmertemperatur ein Maximum aufweist. Durch die hohe

Wärmeleitfähigkeit des Aluminiums kommt es beim Aufstauchen zu einer Tempera-

turangleichung von Bolzen und Aufnehmer, so dass der Bolzen in der Mitte ebenfalls

eine höhere Temperatur aufweist. Verstärkt wird dieser Effekt dadurch, dass die

Pressscheibe eine Wärmeableitung an den nicht auf Prozesstemperatur erwärmten

Stempel erfährt und dass somit im weiteren auch Wärme aus dem Blockende in die

Pressscheibe fließt [SIE95]. Daraus resultiert eine niedrigere Fließspannung in der

Bolzenmitte und dementsprechend ein geringerer Kraftbedarf zum Umformen dieses

Bereiches des Bolzens.

Bei den direkt stranggepressten Produkten sinkt die Reibungskraft nach dem Kraft-

maximum zu Beginn der Pressung, da die Bolzenlänge und damit auch die Reibflä-

che zwischen Aufnehmer und Bolzen im Verlauf der Pressung abnimmt. Die Matri-

6 Diskussion

123

zenkraft fällt stetig nach Durchschreiten eines Maximums zu Beginn der Pressung

ab. Grund hierfür ist die durch das Verschieben des Bolzens an der Aufnehmerwand

entstehende Reibungswärme. Mit zunehmendem Reibweg nimmt auch die Tempera-

turerhöhung des betrachteten Bolzenquerschnitts zu. Die einzelnen Bolzenquer-

schnitte treten dementsprechend mit stetig steigender Temperatur in die Umformzo-

ne ein. Da die Fließspannung mit zunehmender Temperatur sinkt, werden geringere

Kräfte zur Umformung benötigt [SIE95]. Die Gesamtkraft, die sich aus Reibungs- und

Matrizenkraft zusammensetzt, sinkt dementsprechend mit zunehmendem Stempel-

weg.

In Abb. 6.1 ist ein Vergleich der Matrizenkräfte, aufgenommen beim indirekten und

beim direkten Strangpressen, bei sonst identischen Pressbedingungen (Bolzen-

einsatztemperatur 300°C und Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s) dargestellt. Der

direkte Vergleich zeigt zu Beginn der Pressung einen identischen Verlauf der Kurven.

Im weiteren Verlauf ist zu erkennen, dass beim indirektem Strangpressen eine höhe-

re Matrizenkraft zur Umformung benötigt wird.

Abb. 6.1: Matrizenkräfte in Abhängigkeit von Stempelweg und Pressverfahren

(Bolzeneinsatztemperatur 300°C, Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s)

In Abb. 6.1 ist am Verlauf der Kurve für die Matrizenkraft des direkten Strangpres-

sens auch der Einfluss, der durch die Reibung zwischen Bolzen und Aufnehmer und

der damit verbundenen zusätzlichen Erwärmung zu erkennen. Temperaturmessun-

gen an den Pressresten unmittelbar nach den Pressungen ergaben für die Pressres-

te nach direktem Strangpressen höhere Erwärmungen als für das indirekte Strang-

pressen bei sonst gleichen Pressparametern. Bei einer Bolzeneinsatztemperatur von

6 Diskussion

124

300°C und einer Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s wurde nach dem indirekten

Strangpressen eine Temperatur von 320°C, das entspricht einer Erwärmung von

20°C gegenüber der Bolzeneinsatztemperatur, ermittelt. Nach dem direkten Strang-

pressen mit Bolzeneinsatztemperatur 300°C und Stempelgeschwindigkeit 1,5 mm/s

wurde eine Temperatur von 400°C, d.h. eine Erwärmung von 100°C, ermittelt. Die

beim direkten Warmstrangpressen von Aluminiumwerkstoffen zusätzliche Tempera-

turerhöhung auf Grund der Scherreibung wird in der Literatur beschrieben [LAN71a,

LAN71b, LAN71c]. In [RUP95] werden Möglichkeiten zur Vermeidung bzw. zum ge-

zielten Einsatz der zusätzlichen Temperaturerhöhung diskutiert.

Bolzeneinsatztemperatur

Das Presskraftmaximum der indirekt stranggepressten Produkte ist bei geringeren

Bolzeneinsatztemperaturen ausgeprägter, d.h. es werden höhere Werte für die Mat-

rizenkraft registriert und der Abfall auf den quasistationären Bereich ist stärker. Bei

höheren Bolzeneinsatztemperaturen bildet sich der quasistationäre Bereich bei ge-

ringen Matrizenkräften aus, d.h. es ist weniger Kraft zur Umformung notwendig (Abb.

5.2). Ursache hierfür ist, dass der Umformwiderstand aufgrund des Absinkens der

Fließgrenze des Werkstoffes mit steigender Umformtemperatur abnimmt. Ein Ver-

such des indirekten Strangpressens mit einer Bolzeneinsatztemperatur von 250°C

konnte auf Grund zu hoher benötigter Presskraft nicht durchgeführt werden. Eine

signifikante Abhängigkeit des Durchhanges von der Bolzeneinsatztemperatur wurde

nicht registriert.

Im Vergleich zu den Matrizenkräften beim indirekten Strangpressen sind die Werte

der Matrizenkräfte bei gleicher Bolzeneinsatztemperatur und gleicher Stempelge-

schwindigkeit beim direkten Pressen deutlich geringer. Dies wird auf die Erhöhung

der Bolzeneinsatztemperatur durch die Reibung im Aufnehmer und die damit ver-

bundene Verringerung der Fließgrenze zurückgeführt. Die Verringerung der Matri-

zenkräfte (Abb. 5.6) bei Erhöhung der Bolzeneinsatztemperatur ist beim direkten

Pressen nicht so hoch wie beim indirekten Pressen. Zurückzuführen ist dies auf die

unterschiedlich hohen Reibungskräfte (Abb. 5.7) im Aufnehmer und die daraus resul-

tierende unterschiedliche zusätzliche Temperaturerhöhung des Pressbolzen.

Stempelgeschwindigkeit

Die Stempelgeschwindigkeit hat einen geringeren Einfluss auf den Umformwider-

stand als die Bolzentemperatur. Beim indirekten Strangpressen mit geringen Stem-

pelgeschwindigkeiten (0,75 mm/s, 1,5 mm/s, und 3 mm/s) wurde keine signifikante

Abhängigkeit der Matrizenkräfte registriert. Bei einer deutlichen Erhöhung der Stem-

pelgeschwindigkeit (10 mm/s) ist ein Trend zu höheren Matrizenkräften zu erkennen.

6 Diskussion

125

Ein noch schnelleres indirektes Strangpressen (15 mm/s und 20 mm/s) führt über

große Bereiche der Produkte zu Warmrissen.

Warmrisse verlaufen quer zur Pressrichtung und senkrecht zur Oberfläche. Sie ent-

stehen während des Pressvorgangs durch zu schnelles Pressen bei zu hoher Tem-

peratur. Ursache für die Warmrisse ist, dass am Matrizenaustritt die Festigkeit der

Produktoberfläche, infolge der der Verformung entgegen wirkenden äußeren und

inneren Reibungskräfte bei der momentanen Bolzentemperatur überschritten wird.

Die Produktoberfläche wird abgebremst und der Kern eilt voraus. Die so entstehen-

den Zuspannungen an der Oberfläche können zum Aufreißen führen. Mit der Entste-

hung eines Risses werden die Zugspannungen zunächst abgebaut. Durch das weite-

re Austreten des Produktes entstehen erneut Zugspannungen und demzufolge

immer neue Warmrisse [DIE95].

6.1.2 Mikrostruktur

Der eutektische Punkt im System Al-Si liegt bei 11,7 % Si und 577°C. Bei schmelz-

metallurgischer Verfahrensweise würde sich, in einem stark übereutektischen Werk-

stoff wie dem AlSi25Cu4Mg1, das Silizium primär als große, eckige, plattenförmige

oder auch nadelige Kristalle ausscheiden. Im System Al-Si neigt das Eutektikum zum

Entarten, dieses kann allerdings durch eine Natriumveredlung verhindert werden.

Das Erscheinungsbild der untersuchten Pressprodukte, mit den gleichmäßig und fein

verteilten Siliziumpartikeln, erinnert eher an einen Teilchenverbundwerkstoff, z.B.

MMC`s.

Hinsichtlich ihres Gefüges unterscheiden sich die Strangpressprodukte, die durch

indirektes und direktes Strangpressen wurden, nicht. Indirekt wie auch direkt strang-

gepresste Proben zeigen keine signifikante Abhängigkeit des Gefüges von der Bol-

zeneinsatztemperatur und der Stempelgeschwindigkeit. Die Verteilung der Silizium-

partikel ist in allen untersuchten Proben in Längs- und Querrichtung der

Strangpressprofile, homogen. Eine Ausrichtung der Siliziumpartikel in Strangpress-

richtung ist nicht zu erkennen. Die runde Form der Siliziumpartikel und die hohe

Dichte des Vormaterials sowie die geringe Kraft, die von der weichen Aluminiummat-

rix auf die Siliziumpartikel ausgeübt wird, führen nicht zu einer Ausrichtung der Silizi-

umpartikel in der Verformungsrichtung [GER93].

In allen im TEM untersuchten Proben der stranggepressten Profile weisen die Silizi-

umpartikeln Stapelfehler auf. Da die Stapelfehler in den Siliziumpartikeln auch im

sprühkompaktierten Ausgangszustand vorliegen, kann davon ausgegangen werden,

dass die Stapelfehler während des Sprühkompaktierprozesses entstanden oder be-

6 Diskussion

126

reits im Vormaterial enthalten sind und nicht durch das Strangpressen verursacht

wurden. Aufgrund ihrer hohen Festigkeit werden die Siliziumpartikel während des

Strangpressens nicht verformt.

Neben den Siliziumpartikeln enthalten die Proben weitere kleinere kupfer- und mag-

nesiumreiche Bestandteile. Mittels Beugungsbildern, die mit dem TEM angefertigt

wurden, konnten die Phasen als Al2Cu und Mg2Si identifiziert werden. Da es inkohä-

rente Ausscheidungen sind, entsprechen sie der stabilen Phase der intermetallischen

Verbindung. Die inkohärenten Teilchen, die nur im TEM zu erkennen sind, sind in der

mit 450°C indirekt stranggepressten Probe (Abb. 5.15) kleiner und feiner verteilt als

im Pressbolzen (Vormaterial) und der bei 300°C indirekt stranggepressten Probe

(Abb. 5.16). Es wird vermutet, dass bei der Bolzeneinsatztemperatur von 450°C zu-

mindest ein Teil der intermetallischen Phasen wieder in Lösung gebracht wird. Die

durch die Reibung an den Werkzeugen (Matrize und Pressscheibe) entstehende zu-

sätzliche Wärme begünstigt die Auflösung der intermetallischen Phasen. In [BEL98]

wird als Löslichkeitstemperatur für die intermetallische Phase in einem auf Al-Si ba-

sierenden Fünf-Komponenten-Systems eine Temperatur von ca. 500°C angegeben.

In [HOR00, RIC00] wird ~500°C als Lösungstemperatur für Mg2Si angegeben. Wei-

terhin wird in [RIC00] beschrieben, dass die Zeit, bis das Material die Matrize pas-

siert, zur vollständigen Auflösung der Mg2Si Partikel reicht, wenn die Bolzeneinsatz-

temperatur der Lösungstemperatur entspricht. Aus dem binären Phasendiagramm

des Systems Al-Cu geht hervor, dass die Löslichkeitstemperatur für Al2Cu ebenfalls

bei 500°C liegt [ZSC96]. Die zusätzlichen Legierungselemente verschieben die Lös-

lichkeitslinie zu noch niedrigeren Temperaturen [ZSC96].

Aufgrund der hohen Wärmeleitfähigkeit des Aluminiums und des geringen Quer-

schnittes des Pressproduktes ist die Zeit bis zur Diffusion der Legierungselemente

geringer als z. B. bei der Homogenisierung des Pressbolzens. Obwohl das Press-

produkt nicht abgeschreckt wurde, sondern an Luft abkühlte, reichte die Zeit offen-

sichtlich nicht aus, um die Größe der entsprechenden intermetallischen Phasen vor

dem Strangpressen zu erreichen.

Bei allen untersuchten Strangpressprodukten ist keine signifikante Kornstreckung

und kein signifikantes Kornwachstum zu erkennen. Es ist keine Abhängigkeit zwi-

schen Bolzeneinsatztemperatur und dem Makrogefüge der Strangpressprodukte zu

erkennen. Die geringe Korngröße und Kornstreckung der Aluminiummatrix nach dem

Strangpressen kann auf den hohen Volumenanteil gleichmäßig, fein verteilter Silizi-

umpartikel und der ebenfalls schwer verformbaren intermetallischen Phasen zurück-

geführt werden, die Hindernisse für die Verformung der Aluminiummatrix darstellen

[WAS78]. Die Versuche von [VAT97] zeigen, dass in indirekt stranggepressten Al-Si-

6 Diskussion

127

Mg-Mn-Legierungen, wie bei AlSi25Cu4Mg1, keine Rekristallisation im Gefüge sicht-

bar wird. Dieses stimmt auch mit Untersuchungen an stranggepressten Al-Cu-

Legierungen überein [GER94a, GER94b] bei denen Anzeichen für Rekristallisations-

vorgänge nur in Bereichen mit turbulentem Fließen in der Umgebung der Kupferpar-

tikel vorlagen. Ähnliche Bereiche turbulenten Flusses der Aluminiummatrix wurden in

den stranggepressten PM-AlSi25Cu4Mg1 Proben nicht detektiert. Hieraus kann, in

Übereinstimmung mit [VAT97] und [GER94a, GER94b] geschlossen werden, dass

die Versetzungen, die während des Strangpressens erzeugt werden, aufgrund von

Erholungsprozessen abgebaut werden.

6.1.3 Textur

Es wird berichtet [BAU79], dass die Textur des Ausgangszustandes einen Einfluss

auf die Art und die Stärke der Textur des Produktes hat. Die Untersuchungen an ei-

ner Probe des sprühkompaktierten Ausgangszustandes und einer Probe nach an-

schließender Homogenisierung bei 520°C zeigen, dass der Werkstoff vor dem

Strangpressen quasiisotrop vorliegt. Dementsprechend sind die analysierten Textu-

ren allein durch den jeweiligen Strangpressvorgang hervor gerufen worden.

Die Siliziumpartikel zeigen weder im sprühkompaktierten Zustand noch nach dem

Strangpressen eine Vorzugsrichtung.

Nach dem indirekten Strangpressen weist die Aluminiummatrix eine <100>/<111>

Doppelfasertextur auf, bei der die <100>-Faserkomponente stärker und schärfer als

die <111>-Faserkomponente ist. Zu erkennen ist dies an den inversen Polfiguren in

axialer Richtung (Abb. 5.22) und an den ϕ1-Schnitten der ODF der Aluminiummatrix

(Abb. 5.23). In Abb. 6.2 ist der Einfluss der Bolzeneinsatztemperatur auf den Textur-

index der <100>- und der <111>-Faserkomponente dargestellt. Mit steigender Bol-

zeneinsatztemperatur steigt die Stärke der <100>-Faserkomponente erheblich an,

während die Stärke der <111>-Faserkomponente der Strangpressprodukte nahezu

unabhängig von der Bolzeneinsatztemperatur ist.

6 Diskussion

128

Abb. 6.2: Abhängigkeit des Texturindexes der Aluminiummatrix von der Bolzen-

einsatztemperatur (indirektes Strangpressen, Stempelgeschwindigkeit

1,5 mm/s)

Im Hinblick auf den Einfluss der Pressgeschwindigkeit auf die Textur zeigen die in-

versen Polfiguren (Abb. 5.24) der indirekt stranggepressten Proben, dass die Stärke

der <100>-Faserkomponente zunimmt. Im Gegensatz dazu ist die Stärke der

<111>-Faserkomponente nahezu unabhängig von der Pressgeschwindigkeit. Daher

nimmt das Verhältnis zwischen dem Texturindex der <100>- Faserkomponente und

dem Texturindex der <111>-Faserkomponente mit steigender Pressgeschwindigkeit

zu. In Abb. 6.3 ist der Einfluss der Stempelgeschwindigkeit auf den Texturindex der

<100>- und der <111>-Faserkomponente zusammenfassend dargestellt.

6 Diskussion

129

Abb. 6.3: Texturindex in Abhängigkeit von der Stempelgeschwindigkeit (indirektes

Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 300°C)

In den direkt stranggepressten Produkten ist der Anteil der <111>-Faserkomponente

aufgrund des inhomogeneren Werkstoffflusses und der höheren Verformungsarbeit

höher als in den indirekt stranggepressten Produkten. Anders als bei den indirekt

stranggepressten Produkten entspricht die Stärke der <111>-Faserkomponente nach

dem direktem Strangpressen in etwa der Stärke der <100>-Faserkomponente (Abb.

6.4).

Abb. 6.4: Abhängigkeit des Texturindexes von der Bolzeneinsatztemperatur (di-

rektes Strangpressen, Stempelgeschwindigkeiten 1,5 mm/s)

6 Diskussion

130

Die durch das direkte Strangpressen mit Bolzeneinsatztemperaturen zwischen 300°C

und 400°C hergestellten Produkte zeigen eine geringere Abhängigkeit der

<100>-Faserkomponente von der Bolzeneinsatztemperatur als die indirekt herge-

stellten Produkte.

Die Doppelfasertextur ist typisch für axialsymmetrisch stranggepresstes Aluminium

[BAU79, LEE83, INA94, WAS62]. Üblicherweise ist in stranggepressten

Aluminiumwerkstoffen die <111>-Faserkomponente dominant [LEE83, VAT97]. Das

<100>/<111>-Verhältnis der Faserkomponenten liegt üblicherweise nur in reinem

Aluminium in dieser Höhe vor, während Aluminiumlegierungen, bedingt durch ihre

höhere Stapelfehlerenergie, i. a. vorwiegend eine <111>-Faserkomponente aufwei-

sen [BAR66].

In allen untersuchten stranggepressten PM-AlSi25Cu4Mg1 Proben ist die Stärke

beider Faserkomponenten deutlich geringer als die üblicherweise in Aluminiumlegie-

rungen durch das Strangpressen erzeugte Textur. Diese schwache Textur, die nicht

auf Rekristallisation zurückzuführen ist, ist durch die geringe Fließspannung des Alu-

miniums bei hohen Temperaturen und die große Zahl von harten Partikeln bedingt,

die Verformung [GER94a, GER94b, GRO98, GRO99] und damit auch die Texturbil-

dung behindern. Ähnliche Effekte in partikelverstärkten Aluminiumlegierungen sind

auch für Al 8090, verstärkt mit SiC, und Al 6061, verstärkt mit SiC und mit intermetal-

lischen Phasen wie Al2Cu oder Mg2Si [POU95], bekannt.

Beim indirekten und direkten Strangpressen nimmt die Stärke der

<100>-Faserkomponente bei Erhöhung der Bolzeneinsatztemperatur zu. Die Schärfe

der <100>-Faserkomponente zeigt keine Abhängigkeit von der Bolzeneinsatztempe-

ratur. Einen ähnlichen Zusammenhang zwischen der Textur und der Bolzeneinsatz-

temperatur wird in [VAT97] bei stranggepressten Al-Si-Mg-Mn-Legierungen be-

schrieben. Die Zunahme der <100>-Faserkomponente mit steigender

Strangpresstemperatur kann durch eine Zunahme der Erholungsprozesse bei höhe-

ren Prozesstemperaturen erklärt werden [VAT97]. Der Einfluss der Temperatur auf

die <100>-Faserkomponente wurde auch durch eine Wärmebehandlung belegt, bei

der das, bei einer Bolzeneinsatztemperatur von 300°C mit 1,5 mm/s Stempelge-

schwindigkeit indirekt stranggepresste, Produkt fünf Stunden bei 500°C bzw. 550°C

geglüht wurde. Durch die Wärmebehandlung bei 500°C wurde die Stärke der

<100>-Faserkomponente erhöht, die der <111>-Faserkomponente blieb weitgehend

erhalten. Durch eine fünfstündige Glühung bei 550°C wurde die Stärke und die

Schärfe der <100>-Faserkoponente deutlich gesteigert, die Stärke der

<111>-Faserkomponente wurde verringert.

6 Diskussion

131

Die auf die Verformung zurückzuführende <111>-Faserkomponente ist bei direkt

stranggepressten Produkten deutlich höher als bei den indirekt verpressten Produk-

ten bei ansonsten gleichen Pressparametern (Bolzeneinsatztemperatur, Stempelge-

schwindigkeit). Dies wird auf den unterschiedlichen Materialfluss beim direkten (Abb.

2.3) und indirekten Strangpressen (Abb. 2.4) zurückgeführt. Bedingt durch die Rei-

bung zwischen Aufnehmer und Bolzen, ist das direkt Strangpressen durch ein Ab-

scheren, der an der Aufnehmerwand haftenden Blockaußenzone, gekennzeichnet.

Weiterhin bildet sich eine sekundäre Umformzone aus. Beim indirektem Strangpres-

sen existiert keine Relativbewegung zwischen Aufnehmer und Bolzen und daher

auch keine Reibung. Es kommt nicht zu einem Abscheren der Bolzenaußenzonen.

Durch Erhöhung der Stempelgeschwindigkeit nimmt die Stärke der

<100>-Faserkomponente beim indirekten und direkten Strangpressen zu. Dieses

kann auf die mit steigender Stempelgeschwindigkeit zunehmende Reibungskraft zwi-

schen Bolzen und Matrize zurückgeführt werden. Aufgrund der höheren Reibungs-

wärme ergibt sich bei den schneller verformten Strangpressprofilen eine höhere

Temperatur in der Umformzone; dies begünstigt durch Erholungsprozesse die Bil-

dung der <100>-Fasertexturkomponente. Die Schärfe der <100>-Faserkomponente

zeigt keine Abhängigkeit von der Stempelgeschwindigkeit.

Die Textur in Längsrichtung ist, wie auch von [VAT97] beobachtet, weitgehend ho-

mogen. Bereits am Stranganfang bildet sich die <100>/<111>-Doppelfasertextur aus.

In Abb. 5.27 sind die ϕ1-Schnitte, in Abhängigkeit von der ausgepressten Länge, am

Beispiel des bei 450°C mit einer Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s indirekt

stranggepressten Profils dargestellt. An dieser Probe wird der stationäre Bereich

der<100>/<111>-Doppelfasertextur nach 50 mm erreicht.

Die Texturanalysen über den Querschnitt der Produkte zeigen die gleichen Abhän-

gigkeiten der <100>-Faserkomponente und <111>-Faserkomponente von den Ver-

fahrenparametern Bolzeneinsatztemperatur und Stempelgeschwindigkeit.

Die mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung ermittelten phkl-Werte zeigen, dass

in allen untersuchten Proben die phkl-Werte der 400 Reflexe deutlich höher sind als

die der anderen Reflexe. Die nominell höchsten phkl-Werte der 400 Reflexe weist das

Produkt auf, welches bei 450°C mit einer Stempelgeschwindigkeit von 1,5 mm/s indi-

rekt verpresst wurde. Dies entspricht den Ergebnissen der Texturanalyse, die mit

konventioneller Röntgenstrahlung im Probeninneren vorgenommen wurde, bei der

die <100>-Faserkomponente die höchsten Werte des Texturindexes aufweist. Die

Stärke der Textur variiert über den Profilquerschnitt. Hieraus kann auf Inhomogenitä-

ten des Materialflusses in Querrichtung geschlossen werden. Das Maximum des

6 Diskussion

132

Verhältnisses von <111> / <100>-Faserkomponente, bei einem Abstand von

r ~ 12 mm zur Mitte des Produktes, deutet auf eine hohe Verformung in diesem Be-

reich der Probe (indirektes Strangpressen, Bolzeneinsatztemperatur 450°C, Stem-

pelgeschwindigkeit 1,5 mm/s) hin.

Den Ergebnissen mit konventioneller Röntgenstrahlung ist zu entnehmen, dass in

allen untersuchten Produkten die Stärke und die Schärfe der

<100>-Faserkomponente an der Oberfläche der Produkte (Mantelfläche) abnimmt.

Weiterhin ist zu erkennen, dass die <100>-Faserkomponente an der Oberfläche

(0,8 mm) abknickt. Dieses Abkippen oder Drehen der Fasertextur im oberflächenna-

hen Bereich wird in der Literatur häufig beschrieben [AUK94, BAU79, BAU81a,

BAU81b, DIE66, DRI00, GRE63, GRE66, MÖL75, VAT97]. Dabei ist die Art bzw. der

Grad der Drehung abhängig von den Pressparametern; dementsprechend werden

eine Vielzahl von Möglichkeiten aufgezählt.

Bei den durchgeführten Experimenten ist eine Abhängigkeit von der Bolzeneinsatz-

temperatur und Stempelgeschwindigkeit auf den Grad der Kippung zu erkennen.

Liegt in der Probenmitte eine starke <100>-Faserkomponente vor, wie bei den Pro-

dukten gepresst mit hoher Bolzeneinsatztemperatur oder auch hoher Stempelge-

schwindigkeit, ist der Grad der Kippung geringer. In der Art der Kippung ist zwischen

den indirekt und direkt stranggepressten Proben kein signifikanter Unterschied zu

erkennen. Offensichtlich übt die Reibung des Bolzens an der Aufnehmerwand, auf

die Kippung der Faser nur insoweit Einfluss aus, dass die Temperatur in der Um-

formzone erhöht wird. Die Stärke und Schärfe der <111>-Faserkomponente sowie

die Stärke der <110>-Komponente nehmen zur Oberfläche hin in allen untersuchten

Proben kaum ab.

6.1.4 Eigenspannungen

Es zeigte sich, dass bereits in den geringen Eindringtiefen der konventionellen Rönt-

genstrahlung ein dreidimensionaler Spannungszustand vorliegt. Der Eigenspan-

nungszustand der Proben wird durch makroskopische Inhomogenitäten des Werk-

stoffflusses aufgrund der Reibung zwischen Werkstoff und Matrize sowie durch

mikroskopische Inhomogenitäten gekennzeichnet, die auf die unterschiedlichen Ei-

genschaften der Aluminiummatrix und der Siliziumpartikel zurückzuführen sind

[PYZ97]. Zu den Eigenspannungen, die im Verformungsprozess entstehen, kommen

bei Strangpressprodukten Abkühleigenspannungen hinzu. Makroskopische Abkühl-

eigenspannungen sind die Folge von Temperaturgradienten über den Probenquer-

schnitt, während Abkühlmikroeigenspannungen (Eigenspannung II. Art) durch die

Differenz der thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Aluminiummatrix

6 Diskussion

133

(~23,9*10-6K-1) und der Siliziumpartikel (~4,2*10-6K-1) erzeugt werden. Beide Phasen

haben eine kubische Symmetrie, d.h. es liegen isotrope Ausdehnungskoeffizienten

vor [KLO79, MAC73]. Da Silizium den kleineren thermischen Ausdehnungskoeffizien-

ten besitzt, zieht es sich bei der Abkühlung des Pressproduktes nicht so stark zu-

sammen wie das Aluminium. Die Aluminiummatrix erzeugt so in den Siliziumpartikeln

Druckeigenspannungen. Aus Gleichgewichtsgründen müssen sich somit bei der Alu-

miniummatrix Zugeigenspannungen ausbilden.

Aufgrund der dynamischen Erholungsprozesse während des Strangpressens kann

nach Gleichung (2.22) davon ausgegangen werden, dass die erzeugten Versetzun-

gen ausheilen und damit auch die verformungsinduzierten Mikroeigenspannungen

abgebaut werden. Auf Grund der Zusammensetzung des Werkstoffes wird ange-

nommen, dass oberhalb einer Temperatur von ~300°C die Erholungsprozesse voll-

ständig stattfinden. In [SHI97] wird für einen Teilchenverbundwerkstoff aus einer A-

luminiumlegierung als Matrix mit 15 Volumenprozent SiC als Temperatur, bei der die

Eigenspannungen vollständig abgebaut wurden, 200°C angegeben. Der Eigenspan-

nungszustand der Strangpressprodukte wird daher durch die thermischen Mikro-

spannungen, die bei der Abkühlung durch die unterschiedlichen Ausdehnungskoeffi-

zienten der Phasen entstehen, bestimmt. Dieses wird durch die experimentell

ermittelten Eigenspannungswerte unterstützt, die einen typischen Abkühleigenspan-

nungszustand bei langsamer Abkühlung erkennen lassen. Ein weiterer Hinweis auf

die Dominanz der thermischen Mikrospannungen gegenüber den verformungsindu-

zierten Mikroeigenspannungen ist der geringe Einfluss der Prozessparameter Bol-

zeneinsatztemperatur und Pressgeschwindigkeit auf die Höhe und die Verteilung der

Eigenspannungen in den stranggepressten Profilen.

Am Rand der Produkte werden weisen die Si-Partikel im geringen Abstand zur Ober-

fläche (~200 µm) die gleichen Eigenspannungswerte wie im Probeninneren auf. Da

die Eindringtiefe der konventionellen Röntgenstrahlung im Bereich der Größe der Si-

Partikel liegen, herrscht ein dreidimensionalen Spannungszustande [PYZ95]. Zur

Bestimmung von σ33 des dreidimensionalen Spannungszustandes ist eine Ermittlung

der Netzebenenabstände des dehnungsfreien Zustands d0(hkl) an aus dem Werkstoff

extrahiertem Si-Pulver nötig.

6.1.5 Mechanische Eigenschaften

Der Einfluss der Textur auf die mechanischen Eigenschaften von Aluminiumlegie-

rungen wurde u. a. von [JEN91, PAR00, SRE62, VAT97] untersucht. Auf der Grund-

lage der dort angegebenen Ergebnisse kann geschlossen werden, dass bei einer

Zugverformung eine Doppelfasertextur mit dominanter <111>-Faserkomponente zu

6 Diskussion

134

einer höheren Zugfestigkeit führt als eine Doppelfasertextur mit dominanter

<100>-Faserkomponente. Ursache hierfür ist, dass im Falle der Zugverformung die

{111}-Gleitebenen weniger günstig zur maximalen Schubspannung orientiert sind

[SRE62], d.h. der Taylorfaktor ist für die <111>-Faserorientierung bei Zugverformung

höher als für die <100>-Faserorientierung [VAT97]. Das würde im Hinblick auf die

Textur der Strangpressproben bedeuten, dass mit zunehmender Bolzeneinsatztem-

peratur die Festigkeit der Proben abnehmen und die Duktilität zunehmen sollte.

Die Festigkeit und Verformbarkeit der bei unterschiedlichen Temperaturen strangge-

pressten Proben wird jedoch gegenteilig durch den Ausscheidungszustand der Pro-

ben beeinflusst. Dieses kann auf eine Homogenisierung der Aluminiummatrix bei ho-

hen Prozesstemperaturen zurückgeführt werden, bei denen sich Anteile der groben

Al2Cu und Mg2Si Partikel auflösen und später während der Abkühlung teilweise wie-

der ausscheiden, so dass ein Gefüge mit sehr feinen Ausscheidungen entsteht. Die-

se kleinen Ausscheidungen behindern die Versetzungsbewegung und erhöhen die

Festigkeit. Bei höheren Versuchstemperaturen des Zugversuchs ist die Partikelhär-

tung nicht mehr so dominant wie bei Raumtemperatur, was sich in den Versuchser-

gebnissen deutlich zeigt. Der Einfluss der Pressparameter auf die mechanischen Ei-

genschaften einer mit Mg2Si verstärkten Aluminiumlegierung wird in [PAR00]

beschrieben. Die Festigkeit nimmt mit steigender Bolzeneinsatztemperatur zu, zu-

rückgeführt wird das auf die Zunahme der Mg2Si Ausscheidungen.

Abb. 6.5: Streckgrenze RP0,2 in Abhängigkeit von der Bolzeneinsatztemperatur

und den Prüftemperaturen (indirekt und direkt stranggepressten Pro-

dukte)

6 Diskussion

135

Die Festigkeit der direkt stranggepressten Proben ist bei gleicher Prüftemperatur hö-

her als die Festigkeit der indirekt stranggepressten Proben (Abb. 6.5). Dies ist zum

Teil auf die stärkeren Anteile der <111>-Faserkomponenten in den direkt strangge-

pressten Profielen zurückzuführen. Eine weitere Ursache ist die Temperaturerhö-

hung, die beim direkt Strangpressen durch die Reibung zwischen Bolzen und Auf-

nehmer erzeugt wird. Daher ist der Ausscheidungszustand der direkt

stranggepressten Proben mit dem Ausscheidungszustand von indirekt strangge-

pressten Proben vergleichbar, die mit einer höheren Bolzeneinsatztemperatur strang-

gepresst wurden.

Die Proben der langsamen, insbesondere mit einer Stempelgeschwindigkeit von

0,75 mm/s, indirekt verpresstem Profils weisen geringere Festigkeitswerte auf als die

Proben der schneller verpressten Profile. Die bei unterschiedlichen Pressgeschwin-

digkeiten größer als 3 mm/s durch indirektes Strangpressen erzeugten Proben zei-

gen, bei den Prüftemperaturen 20°C und 200°C, keine signifikanten Unterschiede in

ihren mechanischen Kennwerten. Die durch Reibung des Pressgutes an den Werk-

zeugen, insbesondere im Presskanal, erzeugt Temperaturerhöhung hat einen gerin-

gen Einfluss auf den Ausscheidungszustand, als die Temperaturerhöhung, verur-

sachte durch Reibung zwischen Bolzen und Aufnehmer, beim direkten

Strangpressen.

Während die hohe Festigkeit der bei 400°C Bolzeneinsatztemperatur indirekt und

direkt sowie der bei 450°C Bolzeneinsatztemperatur indirekt stranggepressten Profile

Vorteile im Hinblick auf die Lastaufnahme bringt, wirkt sich die geringere Verformbar-

keit dieser Profile nachteilig auf ihre Verarbeitung in nachfolgenden Fertigungsschrit-

ten, beispielsweise bei einem Biegeprozess, aus. Ein Optimum der Verformungsfä-

higkeit der Profile im Hinblick auf nachfolgende Umformprozesse ist in einem

Prozesstemperaturbereich zu suchen, in dem noch keine Auflösung und nachfolgen-

de feine Ausscheidung stattgefunden hat, aber sich eine starke <100>-Fasertextur

ausgebildet hat. Eine entsprechend hohe Duktilität ist bei den mit einer Bolzen-

einsatztemperatur von 350°C indirekt stranggepressten Profilen zu finden, die dem-

entsprechend für eine nachfolgende Formänderung optimal ist.

6.2 Reibrührgeschweißte Al-6013 Bleche

Die untersuchten Proben bestehen aus einer aushärtbaren Al-Mg-Si-Cu- Legierung

mit der Bezeichnung 6013 (Tabelle 4.3). Gewalzte Bleche im Zustand T4, d.h. ge-

walzt, lösungsgeglüht und kaltausgelagert, wurden mit dem neu entwickelten Verfah-

ren Reibrührschweißen, unter der Verwendung verschiedener Schweißparameter

(Tabelle 4.4) verschweißt.

6 Diskussion

136

Das Reibrührschweißen verändert die mikrostrukturellen Eigenschaften des Werk-

stoffes durch die prozessbedingte Erwärmung und Verformung. Die Veränderungen

können durch die Untersuchung des Gefüges und der Härte nachgewiesen werden.

Je nach Einfluss, d.h. Entfernung vom Werkzeug bilden sich unterschiedliche Berei-

che aus, die als Rührzone, thermomechanisch beeinflusste Zone und Wärmeein-

flusszone bezeichnet werden [DAL98, SAT99, STR99].

Die Wärme fließt hauptsächlich vom Werkzeug (Blechoberseite) in Richtung

Schweißnahtwurzel (Blechunterseite). Es wird davon ausgegangen [GOU98], dass

das Reiben der Werkzeugschulter gegen das Substrat der Hauptmechanismus der

Wärmeerzeugung ist, wobei der größte Teil der Wärme in der Peripherie, dem Be-

reich mit den höchsten Umfanggeschwindigkeiten, der Werkzeugschulter erzeugt

wird. Die Erwärmung des Werkstücks erfolgt durch die Wärmeleitung von der Werk-

zeugschulter zum Substrat. In [GOU98] wird von der Berechnung der Wärmeleitung

während des Schweißens berichtet. Eine mit optimierten Schweißparametern be-

rechnete Temperaturverteilung zeigt [GOU98], dass sich zwei Temperaturmaxima

entlang der führenden und der verfolgenden Kante auf der Blechoberfläche ausbil-

den, wobei das Maximum an der verfolgenden Kante höhere Werte annimmt, da die

entlang des Kopfs erzeugte Wärme zusätzlich eingebracht wird. Reibrührschweiß-

verbindungen unterscheiden sich von Schmelzschweißverbindungen daher nicht nur

durch geringere Maximaltemperaturen, sondern auch dadurch, dass die Maximal-

temperatur nicht in der Mitte der Verbindung erreicht wird. Prozessbedingt liegt beim

Reibrührschweißen eine inhomogene Temperaturverteilung zwischen Ober- und Un-

terseite der Schweißnaht vor.

Die Breite der drei Zonen beim Reibrührschweißen hängt von den Schweißparame-

tern ab. Je größer der Werkzeugdurchmesser ist, desto breiter werden die einzelnen

Zonen (Abb. 5.53 bis Abb. 5.56). Eine weniger starke Abhängigkeit ist vom Vorschub

und von der Umdrehungsgeschwindigkeit zu erkennen. Mit hohen Werkzeugumdre-

hungsgeschwindigkeiten oder mit kleinerem Vorschub werden die thermomecha-

nisch beeinflusste Zone und die Wärmeeinflusszone breiter, da im ersten Fall mehr

Wärme an jedem Punkt erzeugt wird. Im Folgenden werden die Ergebnisse zu den

Untersuchungen an den reibrührgeschweißten Al 6013 Blechen entsprechend den

Untersuchungsgebieten diskutiert.

6.2.1 Mikrostruktur

In [ZSC96] werden neben den festigkeitssteigernden Sekundärausscheidungen auch

relativ grobe (≥10 µm) Primärausscheidungen vom Typ Al15(Fe,Mn)3Si2in der Alu-

miniumlegierung Al 6013 beschrieben.

6 Diskussion

137

Charakteristisch für die Rührzone ist ein sehr feines, vollständig rekristallisiertes Ge-

füge (Abb. 5.58a) [DAL98, STR99]. Der Übergang zwischen Rührzone und thermo-

mechanisch beeinflusster Zone (TMEZ) ist fließend (Abb. 5.58b). Die TMEZ ist weni-

ger verformt und erfährt eine geringere Erwärmung während des Schweißens. Sie

entspricht dem gesamten rekristallisierten Bereich außerhalb der Wirbelstrukturen

(Abb. 5.57). Die TMEZ unterscheidet sich von der Rührzone durch ein etwas gröbe-

res Gefüge (Abb. 5.58c). Da in der Wärmeeinflusszone (WEZ) der Werkstoff nicht

rekristallisiert (Abb. 5.58e), ist der Übergang zwischen TMEZ und WEZ Zonen (Abb.

5.58d) an den Makroaufnahmen zu erkennen (Punkt c in Abb. 5.53 bis Abb. 5.56).

Durch die trapezförmige Ausbildung der Schweißnaht, ist der Beginn der WEZ von

der Blechtiefe abhängig. An der Blechoberfläche entspricht der Beginn der WEZ in

etwa dem Werkzeugradius. Der Abstand der WEZ zur Schweißnahtmitte nimmt mit

der Blechtiefe ab. Der kleinste Abstand zwischen WEZ und Nahtmitte wird in der

Blechwurzel erreicht. In der WEZ findet kein Materialfluss während des Schweißens

statt. Die Veränderungen des Gefüges hinsichtlich des Gefüges des Ausgangszu-

standes, wie es sich an die WEZ anschließt, werden ausschließlich durch Erwär-

mung hervorgerufen.

Die Al 6013 Bleche liegen vor dem Reibrührschweißen im Zustand T4, d.h. gewalzt,

lösungsgeglüht und kaltausgelagert (Naturhärtung), vor. In diesem Zustand sind die

Ausscheidungen in der Matrix fein dispergiert. Wenn der Werkstoff erwärmt wird,

wachsen die Ausscheidungen (Überalterung), die Behinderung der Versetzungswan-

derung nimmt ab, folglich nehmen auch die Festigkeit und die Härte ab. Dies wird

durch die ermittelten Mikrohärtewerte der einzelnen Proben (Abb. 5.59) deutlich. Die

Breite des Bereichs mit geringer Mikrohärte befindet sich in der Wärmeeinflusszone,

die im wesentlichen durch den Werkzeugradius bestimmt. Ein etwas schwächerer

Einfluss ergibt sich durch eine Kombination von Vorschub und Umdrehungsge-

schwindigkeit. Je höher das Verhältnis von Umdrehungsgeschwindigkeit zu Vor-

schub, desto größer wird die Breite des Bereichs geringer Mikrohärte.

Neben dem Ausscheidungszustand wird die Mikrohärte durch Kaltverformung (Ver-

festigung) und die Korngröße bestimmt. Die Korngröße der rekristallisierten Zonen

(Rührzone und TMEZ) beträgt etwa 17 µm, die der WEZ und des Grundwerkstoffes

etwa 27 µm (Abb. 5.58). Der Einfluss der Korngröße auf die Härte wird in den ge-

messenen Mikrohärteverläufen durch einen geringen Anstieg der Mikrohärte in den

rekristallisierten Bereichen sichtbar.

6 Diskussion

138

6.2.2 Textur

Um den Einfluss des Reibrührschweißens auf die Texturentwicklung zu ermitteln,

wurde die Textur der Bleche im Ausgangszustand, d.h. 30 mm von der Schweiß-

nahtmitte entfernt, sowie in der Rührzone, in der TMEZ und in der WEZ gemessen.

Die Schweißparameter Werkzeugdurchmesser, Vorschub und Umdrehungsge-

schwindigkeit beeinflussen die Textur innerhalb der einzelnen Zonen hinsichtlich

Stärke und Schärfe nicht. Sie beeinflusst die Texturausbildung insoweit, dass die Zo-

nenbreite von ihnen, insbesondere vom Werkzeugdurchmesser, abhängt.

Der Bereich des Ausgangszustandes (gemessen 30 mm von der Schweißnahtmitte

entfernt) ist durch eine á100ñ-Vorzugsorientierung und eine etwas schwächere

á111ñ-Vorzugsorientierung in der Walzrichtung gekennzeichnet. Das entspricht der

Warmwalztextur von Aluminiumblechen bzw. einer Walztextur von Aluminiumblechen

mit anschließender Wärmebehandlung [WAS62]. Die Textur des Ausgangszustands

entspricht den Erwartungen, da die Bleche nach dem Walzen lösungsgeglüht und

anschließend kaltausgelagert (T4-Zustand) werden. Durch die Erwärmung in der

Wärmeeinflusszone wird die Stärke der <100>-Vorzugsrichtung in Walzrichtung et-

was erhöht. Innerhalb der thermomechanische Zone ändert sich die Textur in Walz-

richtung kaum. In Normalenrichtung verringert sich die Stärke und Schärfe sowohl

der <100>-Komponente als auch der <111>-Komponente, weiterhin kommt eine

schwache <311>-Komponente hinzu. Offensichtlich reichte die Verformung in der

TMEZ nicht aus, um die Orientierung der Kristallite vollständig zu ändern. Die Rühr-

zone zeigt eine zu den anderen Zonen vollkommen verschiedene Texturausbildung.

So ist in Walzrichtung die <100>-Komponente quasi aufgelöst und lediglich eine

schwache <110>-Komponente erkennbar. Die durch den Pin erzeugte Verformung

ruft eine stärkere <111>-Komponente hervor. Durch die dynamische Rekristallisation

in der Rührzone kommt es wiederum zu einer <100>-Komponente der typischen Re-

kristallisationstextur von Aluminium [WAS62].

6.2.3 Eigenspannungen

Die untersuchten Proben weisen einen symmetrischen Verlauf der Eigenspannungen

längs zur Schweißnaht über dem Querschnitt der Schweißnaht auf. Diese Symmet-

rie, wie sie für konventionelle Schweißverfahren typisch ist, erstaunt, da die Verfor-

mung des Werkstoffes beim Reibrührschweißen nicht symmetrisch ist, das Werkzeug

transportiert fortwährend Material von der führenden Kante zu der folgenden Kante.

6 Diskussion

139

Die Maxima der Eigenspannungen längs zur Schweißnaht liegen bei allen untersuch-

ten Proben in der WEZ. Da die Ausbildung der WEZ vom Werkzeugdurchmesser

abhängig ist, bilden sich die Maxima in dem entsprechenden Abstand von der

Schweißnahtmitte aus.

Bei geringeren Schweißgeschwindigkeiten wird durch die längere Wärmeeinwirkung

die Wärmeeinflusszone vergrößert. Aufgrund der Homogenisierung des Temperatur-

feldes verringern sich die Eigenspannungswerte, und die Maxima entfernt sich von

der Schweißnahtmitte. Je größer das Verhältnis vom Umdrehungsgeschwindigkeit zu

Vorschub, desto weiter entfernt werden die Maxima von der Schweißnahtmitte aus-

gebildet. Durch steigendem Vorschub und steigender Werkzeugumdrehungsge-

schwindigkeit nehmen die Eigenspannungen in der Wärmeeinflusszone höhere Wer-

te im Zugbereich an. Eine Abhängigkeit der Eigenspannungsmaxima, bezüglich der

Höhe, vom Vorschub, bestimmt mit Neutronenstrahlung, wird auch in [WAN00] be-

richtet.

Die Eigenspannungen in Querrichtung sind geringer und weisen keinen so ausge-

prägten Verlauf wie die Eigenspannungen in Längsrichtung auf. Dies zeigen die Er-

gebnisse der Eigenspannungsanalyse mit konventioneller Röntgenbeugung sowie

die Eigenspannungsanalysen mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung im ober-

flächennahen Bereich der Blechunterseite wie auch die Ergebnisse der Eigenspan-

nungsanalyse mit Neutronenstrahlung und hochenergetischer Synchrotronstrahlung

im Probeninneren.

In [WAN00] wird ein ähnlicher Eigenspannungsverlauf mit Maxima in Längsrichtung

von 130 und 200 MPa, für mit Neutronenstrahlung untersuchte Al 6063 im Zustand

T6 reibrührgeschweißte Bleche mit Schweißgeschwindigkeiten von 279 bzw. 787

mm min-1 beschrieben.

In Abb. 6.6 und Abb. 6.7 sind die mit konventioneller Röntgenstrahlung an der Blech-

unterseite (Schweißnahtwurzel) sowie mit Neutronenstrahlung ermittelten Eigen-

spannungen zusammengefasst dargestellt. Zu erkennen ist, dass die Lage der Ei-

genspannungsmaxima in Längsrichtung im Zugbereich für die oberflächennahen

Bereiche (konventionelle Röntgenstrahlung) und für das Probeninnere (Neutronen-

strahlung) hinsichtlich der Lage in Bezug zur Schweißnahtmitte miteinander überein

stimmen. Offensichtlich ist die Lage der Eigenspannungsmaxima innerhalb der WEZ

nicht von der Blechtiefe abhängig. Die an der Unterseite der Bleche (Schweißwurzel)

ermittelten Eigenspannungen im oberflächennahen Bereich (konventionelle Rönt-

genstrahlung) sind deutlich höher als die über 2/3 der Blechdicke gemittelten Eigen-

spannungen des Probeninneren (Neutronenstrahlung). Die mit Co-Kα-Strahlung er-

6 Diskussion

140

mittelten Eigenspannungen sind über den gesamten untersuchten Querschnitt des

Bleches in Richtung Druckbereich verschoben (Abb. 6.7), da sich die durch die Ferti-

gung (Walzen) hervorgerufenen Eigenspannungen im Druckbereich mit den Eigen-

spannungen, die durch das Reibrührschweißen hervorgerufen werden, überlagern.

Abb. 6.6: Eigenspannungen in Längsrichtung eines reibrührgeschweißten Al 6013

Bleches, Vergleich Neutronenstrahlung und Cu-Kα-Röntgenstrahlung

6 Diskussion

141

Abb. 6.7: Eigenspannungen in Längsrichtung eines reibrührgeschweißten Al6013

Bleches, Vergleich Neutronenstrahlung, Cu-Kα-sowie

Co-Kα-Röntgenstrahlung

In Abb. 6.8 bis Abb. 6.10 sind die mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung und

mit konventioneller Röntgenstrahlung ermittelten Eigenspannungen in Längsrichtung,

an der Blechunterseite (Schweißnahtwurzel), in Abhängigkeit des Probenquerschnit-

tes aufgetragen. Zur Vergleichbarkeit der Kurven wurde der mit hochenergetischer

Synchrotronstrahlung untersuchte Bereich symmetrisch zur Schweißnahtmitte in den

nicht untersuchten Bereich gespiegelt.

6 Diskussion

142

Abb. 6.8: Vergleich der Ergebnisse von Eigenspannungsanalysen mit hochener-

getischer Synchrotronstrahlung und mit konventioneller Röntgenstrah-

lung an der Blechunterseite (Schweißnahtwurzel) eines Al 6013 reib-

rührgeschweißten Bleches

Abb. 6.9: Vergleich der Ergebnisse von Eigenspannungsanalysen mit hochener-

getischer Synchrotronstrahlung und mit konventioneller Röntgenstrah-

lung an der Blechunterseite (Schweißnahtwurzel) eines Al 6013 reib-

rührgeschweißten Bleches

6 Diskussion

143

Abb. 6.10: Vergleich der Ergebnisse von Eigenspannungsanalysen mit hochener-

getischer Synchrotronstrahlung und mit konventioneller Röntgenstrah-

lung an der Blechunterseite (Schweißnahtwurzel) eines Al 6013 reib-

rührgeschweißten Bleches

Die mit konventioneller Röntgenstrahlung an der Blechunterseite (Schweißnahtwur-

zel) ermittelten Werte stellen den Eigenspannungszustand in einer Tiefe von etwa

54 µm bzw. 58 µm dar, da 40 µm elektrolytisch abgetragen wurden und die mittlere

Eindringtiefe für die Röntgen-Cu-Kα-Strahlung 18 µm sowie für Röntgen-Co-Kα-

Strahlung 14 µm beträgt. Im Vergleich dazu zeigen die mit hochenergetischer Syn-

chrotronstrahlung ermittelten Werte Informationen, aus einer Tiefe bis etwa 100 µm

von der Blechunterseite.

Die Ergebnisse der Eigenspannungsanalyse des oberflächennahen Bereiches, mit

hochenergetischer Synchrotronstrahlung und mit konventioneller Röntgenstrahlung,

stimmen in der Verteilung und im Betrag miteinander überein. In der WEZ haben sich

Eigenspannungen im Zugbereich aufgebaut. Der mittlere Bereich der Schweißnaht

(Rührzone und TMEZ) weist Eigenspannungen im Druckbereich auf.

Durch die Eigenspannungsanalyse mit hochenergetischer Synchrotronstrahlung

konnten Informationen über den Eigenspannungszustand im Probeninneren in Ab-

hängigkeit von der Tiefe gewonnen werden. Der Verlauf der Eigenspannungen in

6 Diskussion

144

Richtung der Blechdicke (Abb. 5.75) ist ähnlich dem Verlauf der Eigenspannungen in

Querrichtung (Abb. 5.74). Die Eigenspannungen sind gering. Die Eigenspannungen

in Längsrichtung variieren mit der Blechtiefe (Abb. 5.71bis Abb. 5.73). Innerhalb der

WEZ tendieren die Eigenspannungen zu höheren Werten im Zugbereich mit Zunah-

me der Tiefe, in Richtung Mitte der Blechstärke.

In allen untersuchten Al 6013 Blechen wurden mit den verwendeten Beugungsme-

thoden die Eigenspannungsmaxima längs zur Schweißnaht ausnahmslos in der WEZ

registriert. Offensichtlich sind die thermischen Vorgänge während und nach dem

Schweißen die Ursache der Eigenspannungen beim Reibrührschweißen, wie auch

bei anderen Reibschweißverfahren.

Die WEZ befindet sich unterhalb der Peripherie der Werkzeugschulter, dem Bereich

der höchsten Umdrehungsgeschwindigkeiten und demzufolge der höchsten Erwär-

mung. Der Verlauf der Eigenspannung, wie er durch das Reibrührschweißen über

den Querschnitt in Längsrichtung hervorgerufen wird, resultiert aus der Überlagerung

von zwei gleichen, durch Schrumpfung bedingten, Eigenspannungsverläufen.

Unmittelbar nachdem das Werkzeug an einer Position den Werkstoff zusammenge-

fügt hat beginnt dieser abzukühlen, während das Werkzeug weiter geführt wird. Es

resultiert ein Temperaturgradient längs zur Schweißnaht. Die Schrumpfung der wär-

meren Bereiche, die zuletzt zusammengefügt wurden, wird durch die kälteren, nicht

mehr schrumpfenden Bereiche behindert. Am extremsten ist die Behinderung in Hö-

he der Werkzeugperipherie, dem Bereich der höchsten Temperaturen während des

Prozesses, dort entstehen die Maxima der Eigenspannungen im Zugbereich, längs

zur Schweißnaht. Die Schrumpfung quer zur Schweißnaht wird nicht durch einen

weniger schrumpfenden Bereich behindert. Daher werden keine wesentliche Eigen-

spannungen in dieser Richtung erwartet.

In der Literatur [DAL98, GOU98, STR99] wird berichtet, dass sich die Bruchlagen in

Querzugproben reibrührgeschweißter Aluminiumbleche meist in den Bereichen ge-

ringer Härte befinden. In der WEZ, dem Bereich der geringsten Härte, wurden die

höchsten Eigenspannungen im Zugbereich längs zur Schweißnaht registriert. Die

Eigenspannungen überlagern sich mit den im Zugversuch aufgebrachten Lastspan-

nungen, so dass es zum Bruch in der WEZ kommt.

7 Folgerung

145

7 Folgerung

Bei den Warmformgebungsprozessen Strangpressen und Reibrührschweißen wer-

den die Eigenschaften des Produktes im wesentlichen durch die Änderungen der

Mikrostruktur und Textur bestimmt. Neben der Einsatztemperatur hat die Wärmeent-

wicklung, die während des Prozesses durch Reibung entsteht, einen erheblichen

Einfluss.

Beim Strangpressen von PM-AlSi25Cu4Mg1 werden höhere Presskräfte benötigt als

beim Strangpressen von Aluminiumlegierungen in allgemeinen nötig sind. Um Warm-

risse zu vermieden ergeben sich, bei dem gewählten Pressverhältnis von 10:1, Be-

schränkungen hinsichtlich der Bolzeneinsatztemperatur und der Stempelgeschwin-

digkeit. Das indirekte Strangpressen hat gegenüber dem direktem Strangpressen

den Vorteil, dass eine erheblich geringere Gesamtkraft erforderlich ist. Weiterhin ist

beim indirekten Strangpressen, durch den geringeren Temperaturanstieg des Pro-

duktes während des Pressens, eine höhere Produktgeschwindigkeit möglich. Die

Textur indirekt stranggepresster Profile ist homogener als die der direkt strangge-

pressten Profile.

Die Untersuchungen an den Strangpressprodukte aus PM-AlSi25Cu4Mg1 zeigen,

dass durch die Strangpressparameter die Textur und der Ausscheidungszustand,

d. h. die Mikrostruktur, wesentlich beeinflusst werden. Die Siliziumpartikel sind nach

dem Strangpressen genauso homogen verteilt wie im sprühkompaktierten Bolzen.

Eine zeilenförmige Anordnung der Partikel tritt nicht auf. Die Größe der Ausschei-

dungen in der Matrix (Mg2Si- und Al2Cu) hängt im wesentlichen von den beim

Strangpressen erreichten Temperaturen ab. Der Ausscheidungszustand ist entschei-

dend für das mechanische Verhalten der stranggepressten Produkte.

Der Eigenspannungszustand wird wesentlichen durch den Unterschied der thermi-

schen Ausdehnungskoeffizienten der Aluminiummatrix und der groben Siliziumparti-

kel bestimmt. Die durch die Verformung beim Strangpressen verursachten Eigen-

spannungen werden durch Erholungsvorgänge relaxiert.

Der Werkstoff PM-AlSi25Cu4Mg1 besitzt nach dem Strangpressen eine hohe Warm-

festigkeit. Die mechanischen Eigenschaften z. B. die Festigkeit der Strangpresspro-

dukte können durch geeignete Wahl der Strangpressparameter, insbesondere der

Bolzeneinsatztemperatur, für eine weitere Verarbeitung optimiert werden.

Beim Reibrührschweißen kommt es durch Verformung und Wärmeentwicklung durch

Reibung zu einer ähnlichen Beanspruchung des Werkstoffs wie beim Strangpressen.

7 Folgerung

146

Infolge der stärkeren Temperatur- und Verformungsgradienten sind in Reibrühr-

schweißprodukten die Mikrostruktur, der Textur- und der Eigenspannungszustand

inhomogener über den Probenquerschnitt. Der Eigenspannungszustand der Reib-

rührschweißverbindungen wird neben den Schrumpfungseigenspannungen, ebenso

wie der Eigenspannungszustand der Strangpressprodukte im wesentlichen durch die

Abkühleigenspannungen bestimmt. Durch die Umformung bei hohen Temperaturen

und damit verbundene Rekristallisation der Rührzone werden die durch Verformung

verursachten Eigenspannungen abgebaut.

Die Höhe der Zugeigenspannungen in der Wärmeeinflusszone und die geringe Fes-

tigkeit des Werkstoffs in der rekristallisierten Rührzone erscheint problematisch im

Hinblick auf die Festigkeit der Reibrührschweißnähte und das Verhalten bei schwin-

gender Beanspruchung. Eine Reduzierung der Zugeigenspannungen in der Wärme-

einflusszone würde diese weniger empfindlich für aufgebrachte Lastspannungen

bzw. schwingende Beanspruchungen machen. Folglich würde das mechanische

Verhalten der gesamten Verbindung verbessert werden. Ein geringer Wärmeeintrag

und eine Homogenisierung des Temperaturfeldes verringern die Eigenspannungs-

werte. Erreicht werden kann dies durch geringere Schweißgeschwindigkeiten und

durch längere Wärmeeinwirkung, d. h. weniger Vorschub und geringe Werkzeugum-

drehungsgeschwindigkeit.

8 Zusammenfassung

147

8 Zusammenfassung

In der vorliegenden Arbeit wurde der Einfluss von Verfahrensparameter bei der

Warmumformung auf Mikrostruktur, Textur und Eigenspannungen untersucht. Dies

geschah am Beispiel des pulvermetallurgisch hergestellten zweiphasigen Alumini-

umwerkstoffes PM-AlSi25Cu4Mg1 nach dem Strangpressen sowie der einphasigen

Aluminiumlegierung 6013 nach dem Reibrührschweißen. Beim Reibrührschweißen

tritt ähnlich wie beim Strangpressen ein starker Werkstofffluss auf.

Zur zerstörungsfreien Texturanalyse und Eigenspannungsanalyse wurden Beu-

gungsverfahren mit Röntgen-, Neutronen- und hochenergetischer Synchrotronstrah-

lung eingesetzt. Die mit den verschiedenen Verfahren verbundenen unterschiedli-

chen Eindringtiefen werden genutzt, um umfassende Untersuchungen der gesamten

Proben zu ermöglichen. Die Beurteilung des Ausscheidungszustandes und des Ge-

füges erfolgt mit begleitenden Untersuchungen am Lichtmikroskop sowie am Raster-

elektronenmikroskop und Transmissionselektronenmikroskop. Weiterhin wurden die

Festigkeitskennwerte der Strangpressprodukte mittels Zugversuchen bei Raumtem-

peratur und bei erhöhter Temperatur ermittelt. Als mechanischer Kennwert wurde die

Mikrohärte der reibrührgeschweißten Bleche quer zur Schweißnaht aufgenommen.

8.1 Strangpressen von PM-AlSi25Cu4Mg1

Der pulvermetallurgische Aluminiumwerkstoff AlSi25Cu4Mg1 enthält mit 25 Ge-

wichtsprozent Silizium einen hohen Si-Partikelgehalt. Die homogene Verteilung und

geringe Größe der schlecht verformbaren Si-Partikel ermöglicht die Verarbeitung die-

ses Werkstoffes durch Strangpressen. Der Werkstoff verhält sich dabei wie ein teil-

chenverstärkter Metallmatrixverbundwerkstoff. Es sind höhere Presskräfte nötig als

beim Strangpressen von Aluminiumlegierungen in allgemeinen nötig sind. Um Warm-

risse zu vermeiden ergeben sich, bei dem gewählten Pressverhältnis von 10:1, Be-

schränkungen hinsichtlich der Bolzeneinsatztemperatur und der Stempelgeschwin-

digkeit. Das indirekte Strangpressen hat gegenüber dem direktem Strangpressen

den Vorteil, dass eine erheblich geringere Gesamtkraft erforderlich ist. Weiterhin ist

beim indirekten Strangpressen, durch den geringeren Temperaturanstieg des Pro-

duktes während des Pressens, eine höhere Produktgeschwindigkeit möglich.

Die Siliziumpartikel sind nach dem Strangpressen genauso homogen verteilt wie im

sprühkompaktierten Zustand. Eine zeilenförmige Anordnung der Partikel tritt nicht

auf. Die Größe der intermetallischen Verbindungen in der Matrix (Mg2Si und Al2Cu),

hängt im wesentlichen von den beim Strangpressen erreichten Temperaturen ab.

8 Zusammenfassung

148

Der Ausscheidungszustand ist entscheidend für das mechanische Verhalten der

stranggepressten Produkte.

Die Textur indirekt stranggepresster Profile ist homogener als die der direkt strang-

gepressten Profile. Nach dem Strangpressen weist die Aluminiummatrix eine

<100>/<111> Doppelfasertextur auf. Aufgrund der Erholungsprozesse, die bei höhe-

ren Temperaturen beschleunigt ablaufen, steigt die Stärke und Schärfe der

<100>-Faserkomponente mit steigender Bolzeneinsatztemperatur. Die auf die Ver-

formung zurückzuführende <111>-Faserkomponente ist in direkt stranggepressten

Produkten deutlich höher als bei den indirekt verpressten Produkten. Dies wird auf

den unterschiedlichen Materialfluss beim indirekten und direkten Strangpressen zu-

rückgeführt. Zum Rand der Probe kippt die <100>/<111> Doppelfasertextur ab, hier-

aus kann auf Inhomogenitäten des Materialflusses in Querrichtung geschlossen wer-

den. Die Siliziumpartikel zeigen nach dem Strangpressen keine Ausrichtung in eine

Vorzugsrichtung.

Aufgrund der dynamischen Erholungsprozesse während des Strangpressens kann

davon ausgegangen werden, dass die erzeugten Versetzungen ausheilen und damit

auch die verformungsinduzierten Mikroeigenspannungen abgebaut werden. Der Ei-

genspannungszustand der Strangpressprodukte wird daher durch die thermischen

Mikrospannungen bestimmt, die durch den Unterschied der thermischen Ausdeh-

nungskoeffizienten der Aluminiummatrix und der groben Siliziumpartikel verursacht

werden. Aufgrund der langsamen Abkühlung der Produkte, und dem damit verbun-

denen Temperaturausgleich zwischen Kern und Rand der Produkte, treten nur gerin-

ge Makroeigenspannungen auf. Die Makroeigenspannungen zeigen keine Abhän-

gigkeit von der Bolzeneinsatztemperatur oder Stempelgeschwindigkeit.

Die Festigkeit der bei unterschiedlichen Bolzeneinsatztemperaturen stranggepress-

ten Proben wird entscheidend durch den Ausscheidungszustand der Proben beein-

flusst. Bei hohen Bolzeneinsatztemperaturen werden Teile der groben Al2Cu und

Mg2Si Partikel auflöst. Diese scheiden sich später während der Abkühlung teilweise

wieder aus, so dass ein Gefüge mit sehr feinen Ausscheidungen entsteht. Diese

kleine Ausscheidungen behindern die Versetzungsbewegung und erhöhen die Fes-

tigkeit. Bei höheren Versuchstemperaturen des Zugversuchs ist die Partikelhärtung

nicht mehr so dominant wie bei Raumtemperatur, was sich in den Versuchsergebnis-

sen deutlich zeigt. Die Festigkeit der direkt stranggepressten Proben ist höher als die

Festigkeit der indirekt stranggepressten Proben. Dies ist zum Teil auf die stärkeren

Anteile der <111>-Faserkomponenten in den direkt stranggepressten Profielen zu-

rückzuführen. Eine weitere Ursache ist die Temperaturerhöhung, die beim direkt

Strangpressen durch Reibung erzeugt wird. Daher ist der Ausscheidungszustand

8 Zusammenfassung

149

direkt stranggepresster Proben nicht mit dem Ausscheidungszustand, bei gleicher

Bolzeneinsatztemperatur, indirekt stranggepresster Proben vergleichbar.

Während die hohe Festigkeit, der bei 400°C Bolzeneinsatztemperatur indirekt und

direkt stranggepressten sowie der bei 450°C Bolzeneinsatztemperatur indirekt

stranggepressten Profile, Vorteile im Hinblick auf die Lastaufnahme bringt, wirkt sich

die geringere Verformbarkeit dieser Profile nachteilig auf eine nachfolgende

Verarbeitung aus. Ein Optimum der Verformungsfähigkeit der Profile im Hinblick auf

nachfolgende Umformprozesse ist in einem Prozesstemperaturbereich zu suchen, in

dem noch eine so starke Auflösung und nachfolgende feine Ausscheidung

stattgefunden, aber sich eine starke <100>-Fasertextur ausgebildet hat. Eine

entsprechend hohe Duktilität ist bei den bei 350°C in direkt stranggepressten Profilen

zu finden.

8.2 Reibrührschweißen der Aluminiumlegierung 6013

Der Materialfluss beim Reibrührschweißen wird durch die Verfahrensparameter Um-

drehungsgeschwindigkeit, Vorschub sowie durch die Geometrie des Werkzeuges

bestimmt und kann anhand von Querschliffen durch die Schweißnaht nachvollzogen

werden. Die Schweißnaht wird in die Rührzone, die thermomechanisch beeinflusste

Zone und die Wärmeeinflusszone unterteilt.

Der dynamisch rekristallisierte Bereich der Schweißnaht bildet sich trapezförmig in

Blechtiefe aus, wobei die große Seite des Trapezes an der Blechoberseite in etwa

dem Werkzeugdurchmesser entspricht. Der rekristallisierte Bereich umfasst zwei Zo-

nen, die Rührzone und die thermomechanisch beeinflusste Zone. Die Rührzone wird

durch den direkten Kontakt mit dem Pin erzeugt. In der Rührzone ist ein sehr feines,

vollständig rekristallisiertes Gefüge zu erkennen. Die thermomechanisch beeinflusste

Zone ist weniger verformt als die Rührzone, sie unterscheidet sich von der Rührzone

durch ein etwas gröberes Gefüge. Der Übergang zwischen Rührzone und thermo-

mechanisch beeinflusster Zone ist fließend. Die Wärmeeinflusszone befindet sich

unterhalb der Peripherie der Werkzeugschulter, im Bereich der höchsten Umdre-

hungsgeschwindigkeiten und demzufolge der höchsten Erwärmung. In der Wärme-

einflusszone ist der Werkstoff nicht rekristallisiert.

Das Minimum der Mikrohärte wurde in der Wärmeeinflusszone festgestellt. Durch die

starke Erwärmung der Wärmeeinflusszone wachsen die Ausscheidungen (Überalte-

rung), die Behinderung der Versetzungswanderung nimmt ab, folglich nimmt auch

die Härte ab. Ein etwas schwächerer Einfluss ergibt sich durch eine Kombination von

Vorschub und Umdrehungsgeschwindigkeit. Je höher das Verhältnis von Umdre-

8 Zusammenfassung

150

hungsgeschwindigkeit zu Vorschub, desto größer wird die Breite des Bereichs gerin-

ger Mikrohärte. Neben dem Ausscheidungszustand wird die Mikrohärte durch Kalt-

verformung (Verfestigung) und die Korngröße bestimmt. Der Einfluss der Korngröße

auf die Härte zeigt sich durch einen geringen Anstieg der Mikrohärte in den rekristal-

lisierten Bereichen.

Offensichtlich sind die thermischen Vorgänge während und nach dem Schweißen die

Ursache der Eigenspannungen beim Reibrührschweißen, wie auch bei anderen

Reibschweißverfahren. Die Eigenspannungsanalysen an den Reibrührschweißver-

bindungen zeigen in Längsrichtung der Schweißnaht höhere Extremwerte als in

Querrichtung. Die Verläufe der Längseigenspannungen quer zur Schweißnaht zeigen

zwei Eigenspannungsmaxima im Zugbereich, die symmetrisch bezüglich der

Schweißnahtmitte liegen. Die Maxima der Zugeigenspannungen befindet sich im Be-

reich der Wärmeeinflusszone. In der thermomechanisch beanspruchten Zone wech-

selt der Eigenspannungszustand vom Zug- in den Druckbereich. In der Rührzone

sind Druckeigenspannungen geringer Höhe zu erkennen. Der im Ausgangszustand

befindliche Werkstoff, der nicht am Reibrührschweißprozess beteiligt ist, neben der

Wärmeeinflusszone, steht unter den gleichgewichtshaltenden Druckeigenspannun-

gen. Durch steigenden Vorschub und steigende Werkzeugumdrehungsgeschwindig-

keit nehmen die Eigenspannungen in der Wärmeeinflusszone höhere Werte im Zug-

bereich an. Die Lage der Eigenspannungsmaxima in der Wärmeeinflusszone ist stark

vom Werkzeugdurchmesser abhängig, da er hauptsächlich für die Ausbildung der

Zonen verantwortlich ist. Bei geringeren Schweißgeschwindigkeiten wird durch die

längere Wärmeeinwirkung die Wärmeeinflusszone vergrößert. Aufgrund der Homo-

genisierung des Temperaturfeldes verringern sich die Eigenspannungswerte, und die

Maxima entfernen sich von der Schweißnahtmitte. Je größer das Verhältnis von Um-

drehungsgeschwindigkeit zu Vorschub ist, desto weiter entfernt werden die Maxima

von der Schweißnahtmitte ausgebildet.

Die mit Röntgen-, hochenergetischen Synchrotron- und Neutronenstrahlen bestimm-

ten Eigenspannungsverläufe zeigen, bei Berücksichtigung der jeweils erfassten

Messvolumina, eine gute quantitative Übereinstimmung. Mit Röntgen- und hoch-

energetischer Synchrotronstrahlung werden die Maximalwerte erfasst, während mit

Neutronenstrahlen Mittelwerte über den Querschnitt bestimmt werden.

Die Textur des Ausgangszustandes weist eine für Aluminiumbleche typische Warm-

walztextur bzw. einer Walztextur mit anschließender Wärmebehandlung auf, die in

Walzrichtung durch ein á100ñ-Vorzugsorientierung und eine etwas schwächere

á111ñ-Vorzugsorientierung gekennzeichnet ist. Durch die Erwärmung in der Wärme-

8 Zusammenfassung

151

einflusszone wird die Stärke der <100>-Vorzugsrichtung in Walzrichtung etwas er-

höht. Innerhalb der thermomechanischen Zone ändert sich die Textur in Walzrich-

tung kaum. In Normalenrichtung verringert sich die Stärke und Schärfe der Textur.

Die durch den Pin erzeugte Verformung ändert die Orientierung der Kristallite in der

Rührzone vollständig. Die Verformung ruft in Normalenrichtung eine stärkere

<111>-Komponente hervor. Durch die dynamische Rekristallisation in der Rührzone

kommt es wiederum zu einer <100>-Komponente, der für Aluminium typischen Re-

kristallisationstextur.

Im Hinblick auf die Festigkeit der Reibrührschweißverbindung erscheinen die Höhe

der Zugeigenspannungen in der Wärmeeinflusszone und die geringe Festigkeit des

Werkstoffs in der rekristallisierten Rührzone, insbesondere auf das Verhalten bei

schwingender Beanspruchung, als problematisch. Eine Verbesserung des mechani-

schen Reibrührschweißverbindung kann durch einen geringeren Wärmeeintrag und

eine Homogenisierung des Temperaturfeldes erreicht werden. Realisieren lässt sich

dies durch weniger Vorschub und eine geringer Umdrehungsgeschwindigkeit des

Werkzeuges.

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152

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