Schwingfestigkeitsuntersuchungen an druckgegossenen Magnesiumprobekörpern mit künstlichen und herstellungsbedingten Fehlstellen

Inhaltsverzeichnis

Abbildungsverzeichnis

Tabellenverzeichnis

Bedeutung der Formelzeichen und Abkürzungen

1 Einleitung

2 Guss- und Gefügefehler
2.1 Lunker
2.2 Mikroporosität
2.3 Gasporosität
2.4 Metallische Einschlüsse
2.5 Oxideinschlüsse

3 Einflussfaktoren auf die Schwingfestigkeit
3.1 Einfluss von Werkstoffinhomogenitäten auf die Schwingfestigkeit
3.2 Einfluss von Einschlüssen auf die Schwingfestigkeit
3.3 Einfluss von Korrosion auf die Schwingfestigkeit
3.4 Einfluss der Umgebungstemperatur auf die Schwingfestigkeit

4 Das Modell von Yukitaka Murakami
4.1 Modellvorstellung
4.2 Effekt von kleinen, synthetischen Löchern
4.3 Effekt von kleinen, synthetischen Löchern mit unterschiedlichen Durchmessern und Tiefen

5 Verwendete Werkstoffe und Prüfmethode
5.1 Verwendete Werkstoffe
5.2 Prüfmethode

6 Ergebnisse
6.1 Wöhlerkurven
6.1.1 Wöhlerkurven von langen, ungekerbten Prüfkörpern
6.1.2 Wöhlerkurven von langen, gekerbten Prüfkörpern
6.1.3 Wöhlerkurven von kurzen, ungekerbten Prüfkörpern
6.1.4 Wöhlerkurven von kurzen, gekerbten Prüfkörpern
6.2 Fraktografie
6.2.1 Rasterelektronenmikroskopie
6.2.1.1 Verfahren
6.2.1.2 Untersuchungen
6.2.2 Lichtmikroskopie
6.2.2.1 Verfahren
6.2.2.2 Untersuchungen

7 Diskussion

8 Zusammenfassung

9 Literatur

10 Anhang
10.1 Versuchsmatrizen
10.1.1 Versuchsmatrix lange, ungekerbte Proben
10.1.2 Versuchsmatrix lange, gekerbte Proben
10.1.3 Versuchsmatrix kurze, ungekerbte Proben
10.1.4 Versuchsmatrix kurze, gekerbte Proben
10.2 Wöhlerkurven
10.2.1 Wöhlerkurve lange, ungekerbte Proben
10.2.2 Wöhlerkurve lange, gekerbte Proben (Prüflast 10 kg)
10.2.3 Wöhlerkurve lange, gekerbte Proben (Prüflast 30 kg)
10.2.4 Wöhlerkurve lange, gekerbte Proben (Kalottenschliff)
10.2.5 Wöhlerkurve kurze, ungekerbte Proben
10.2.6 Wöhlerkurve kurze, gekerbte Proben (Prüflast 1 kg)
10.2.7 Wöhlerkurve kurze, gekerbte Proben (Prüflast 10 kg)
10.2.8 Wöhlerkurve kurze, gekerbte Proben (Prüflast 30 kg)
10.2.9 Wöhlerkurve lange Proben
10.2.10 Wöhlerkurve kurze Proben

Abbildungsverzeichnis

Abb. 1.1: Anwendungen von Magnesiumlegierungen [eigene Darstellung]

Abb. 2.1: Lunker, AZ91, Vergrößerung 200:1 [6]

Abb. 2.2: Zustandsdiagramm Magnesium-Aluminium-Legierungen [6]

Abb. 2.3: Dichte von Magnesium in Abhängigkeit der Temperatur [6]

Abb. 2.4: Mikroporosität bei Gusseisen mit Lamellengraphit, Vergrößerung 10:1, ungeätzt [7]

Abb. 2.5: Mikroporosität bei einem Gussteil aus austenitischem Gusseisen mit Kugelgraphit, Vergrößerung 10:1, ungeätzt [7]

Abb. 2.6: eingeschlossene Luftporen bei einem Druckgussteil aus GD-AlSi9Cu3, Vergrößerung 10:1, ungeätzt [7]

Abb. 2.7: Aluminiumgusslegierung, eisenhaltige Aluminium-Mehrstoffbindung, die Mikrohärte liegt zwischen 800 und 1000, Vergrößerung 300:1 [7]

Abb. 2.8: Aluminiumgusslegierung, SiC-Einschluss, Vergrößerung 100:1 [7]

Abb. 2.9: Oxidhäute, AE42, Vergrößerung 200:1 [6]

Abb. 5.1: Probenform langer Prüfkörper [eigene Darstellung]

Abb. 5.2: Probenform kurzer Prüfkörper [eigene Darstellung]

Abb. 5.3: Umlaufbiegemaschine Typ STANDARD [eigene Darstellung]

Abb. 5.4: Umlaufbiegemaschine Typ RAPID [eigene Darstellung]

Abb. 6.1: Wöhlerkurve lange, ungekerbte Proben [eigene Darstellung]

Abb. 6.2: Wöhlerkurve lange, gekerbte Proben (Prüflast 10 kg) [eigene Darstellung]

Abb. 6.3: Wöhlerkurve lange, gekerbte Proben (Prüflast 30 kg) [eigene Darstellung]

Abb. 6.4: Wöhlerkurve Kalottenschliff [eigene Darstellung]

Abb. 6.5: Wöhlerkurve kurze, ungekerbte Proben [eigene Darstellung]

Abb. 6.6: Wöhlerkurve kurze, gekerbte Proben (Prüflast 1 kg) [eigene Darstellung]

Abb. 6.7: Wöhlerkurve kurze, gekerbte Proben (Prüflast 10 kg) [eigene Darstellung]

Abb. 6.8: Wöhlerkurve kurze, gekerbte Proben (Prüflast 30 kg) [eigene Darstellung]

Abb. 6.9: REM, Vergrößerung 280:1, dendritische Mikrostruktur mit Lunker, Probenkörper Nr.61 [eigene Darstellung]

Abb. 6.10: REM, Vergrößerung 500:1, Lunker, Probenkörper Nr.46 [eigene Darstellung]

Abb. 6.11: REM, Vergrößerung 11:1, Bruchfläche, Probenkörper Nr.59 [eigene Darstellung]

Abb. 6.12: REM, Vergrößerung 14:1, Bruchfläche, Probenkörper Nr.30 [eigene Darstellung]

Abb. 6.13: REM, Vergrößerung 105:1, Anrisslinse, Probenkörper Nr.64 [eigene Darstellung]

Abb. 6.14: REM, Vergrößerung 250:1, Mikrobruchstruktur, Probenkörper Nr.64 [eigene Darstellung]

Abb. 6.15: REM, Vergrößerung 1000:1, Mikrobruchstruktur, Anriss, Probenkörper Nr.64 [eigene Darstellung]

Abb. 6.16: REM, Vergrößerung 1000:1, Mikrobruchstruktur, Bruchfortschritt, Probenkörper Nr.64 [eigene Darstellung]

Abb. 6.17: REM, Vergrößerung 1000:1, Mikrobruchstruktur, Restgewaltbruch, Probenkörper Nr.64 [eigene Darstellung]

Abb. 6.18: Lichtmikroskopische Untersuchung, Vergrößerung 1000:1, geätzt, Lunker, Versuchskörper Nr.21 [eigene Darstellung]

Abb. 6.19: Lichtmikroskopische Untersuchung, Vergrößerung 16:1, ungeätzt, Porenverteilung kurzer Prüfkörper, Versuchskörper Nr.5 [eigene Darstellung]

Abb. 6.20: Lichtmikroskopische Untersuchung, Vergrößerung 16:1, ungeätzt, Porenverteilung langer Prüfkörper, Versuchskörper Nr.21 [eigene Darstellung]

Abb. 6.21: Lichtmikroskopische Untersuchung, Vergrößerung 16:1, ungeätzt, Poren, Versuchskörper Nr.5 [eigene Darstellung]

Abb. 6.22: Lichtmikroskopische Untersuchung, Vergrößerung 1000:1, ungeätzt, Oxidhaut, Versuchskörper Nr.39 [eigene Darstellung]

Abb. 6.23: Lichtmikroskopische Untersuchung, Vergrößerung 500:1, geätzt, interkristalline Rissausbreitung, Versuchskörper Nr.21, σ = 130 MPa, N = 9·104 [eigene Darstellung]

Abb. 6.24: Lichtmikroskopische Untersuchung, Vergrößerung 1000:1, geätzt, transkristalline Rissausbreitung, Versuchskörper Nr.21, σ = 130 MPa, N = 9·104 [eigene Darstellung]

Abb. 6.25: Lichtmikroskopische Untersuchung, Vergrößerung 1000:1, geätzt, Mischform der Rissausbreitung, Versuchskörper Nr.21, σ = 130 MPa, N = 9·104 [eigene Darstellung]

Abb. 6.26: Lichtmikroskopische Untersuchung, Vergrößerung 500:1, ungeätzt, Risseinleitung an synthetischer Fehlstelle, Versuchskörper Nr.21, σ = 130 MPa, N = 9·104 [eigene Darstellung]

Abb. 7.1: Wöhlerkurven, lange Proben [eigene Darstellung]

Abb. 7.2: Wöhlerkurven, kurze Proben [eigene Darstellung]

Abb. 7.3: Wöhlerkurve, lange Proben, Durchläufer [eigene Darstellung]

Abb. 7.4: Wöhlerkurve, kurze, gekerbte Proben, Durchläufer [eigene Darstellung]

Abb. 7.5: berechneter Spannungsintensitätsfaktor für gebrochene Proben und Durchläufer [eigene Darstellung]

Tabellenverzeichnis

Tab. 5.1: Zusammensetzung der Magnesium-Druckgusslegierung AZ91hp in Gewichtsprozent [eigene Darstellung]

Tab. 5.2: Charakteristische Eigenschaften der Mg-Legierung AZ91 [eigene Darstellung]

Tab. 6.1: Gegenüberstellung charakteristische Werte Wöhlerkurven [eigene Darstellung]

Tab. 6.2: Gegenüberstellung Größe der Anrisslinse [eigene Darstellung]

Tab. 7.1: Gegenüberstellung charakteristische Werte Wöhlerkurven lange Proben [eigene Darstellung]

Tab. 7.2: Gegenüberstellung charakteristische Werte Wöhlerkurven kurze Proben [eigene Darstellung]

Tab. 7.3: lange Prüfkörper, herstellungsbedingte Fehlstellen [eigene Darstellung]

Tab. 7.4: kurze Prüfkörper, herstellungsbedingte Fehlstellen [eigene Darstellung]

Bedeutung der Formelzeichen und Abkürzungen

Abbildung in dieser Leseprobe nicht enthalten

1 Einleitung

In den letzten Jahren kann ein Trend zu schwereren Fahrzeugen beobachtet werden, was primär aus der Kundenanforderung nach mehr Komfort und höherer aktiver und passiver Sicherheit resultiert. Bei gleich bleibender Motorisierung führt dies zwangsläufig zu erhöhtem Kraftstoffverbrauch. Neben der Konstruktion von sparsameren Aggregaten stellt die Möglichkeit des Leichtbaus eine wesentliche Lösung dieses Problems dar [1].

Die Forderung, Fahrzeuge leichter zu bauen, kann auf unterschiedliche Weise erfüllt werden. Neben einer günstig gestalteten Bauteilgeometrie ist der Einsatz von Werkstoffen mit niedriger Dichte von besonderem Interesse. Die Dichte als einziges Kriterium ist aber nicht allein ausreichend. Wichtig ist die spezifische Festigkeit, das heißt das Verhältnis aus Festigkeit und Dichte. Da eine Vielzahl der Komponenten nicht nur statischen, sondern meistens schwingenden Belastungen unterworfen ist, muss für die Ermittlung der spezifischen Festigkeit die Schwingfestigkeit als Kriterium herangezogen werden.

In den vergangenen Jahren führte dies zu einem verstärkten Einsatz von Magnesiumlegierungen. Magnesium besitzt eine Dichte von ρ = 1,7 g/cm³, einen Elastizitätsmodul von E = 45.000 MPa und einen Schubmodul von G = 17.000 MPa. Im Vergleich zum klassischem Leichtbauwerkstoff Aluminium (ρ = 2,6 g/cm³, E = 71.000 MPa, G = 26.000 MPa) ist Magnesium etwa um den Faktor 1,5 leichter [2, 3]. Magnesiumlegierungen sind wegen ihrer guten Gießbarkeit hierbei von besonderem Interesse. So werden derzeit Bauteile mit komplexen Geometrien, wie zum Beispiel Schaltsaugrohre, Getriebegehäuse, Ölwannen, Tankcovers im Gießverfahren standardmäßig hergestellt. Dabei wird aus der Gruppe der Magnesiumlegierungen die Legierung AZ91 am häufigsten verwendet [4].

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Abb. 1.1: Anwendungen von Magnesiumlegierungen [eigene Darstellung]

Die Schwingfestigkeit von Magnesiumlegierungen wird neben dem mechanischen Spannungszustand und den Umgebungsbedingungen Korrosion und Temperatur hauptsächlich durch die Fertigungsbedingungen und die daraus resultierenden Materialdefekte beeinflusst. So ziehen Hohlräume in Druckgussstücken, die während der Erstarrung der Schmelze entstehen, eine deutliche Herabsetzung der Schwingfestigkeit nach sich. In Abhängigkeit der Gießtechnik gibt es für diese Hohlräume zwei Gründe: Zum einen resultieren sie aus in der Schmelze gelösten Gasen, Poren genannt, und zum anderen aus der Schrumpfung der Schmelze während der Erstarrung, Lunker genannt. An diesen Fehlstellen bilden sich bevorzugt Anrisse, welche insbesondere die Lebensdauer bei niedrigen zyklischen Lasten und hohen Lastspielzahlen vermindern [5].

Ziel dieser Arbeit ist es, den Einfluss von Werkstoffinhomogenitäten auf die Schwingfestigkeit der Magnesiumlegierung AZ91hp zu untersuchen und Aussagen über das Ermüdungsverhalten zu machen.

Zunächst soll in Kapitel 2 ein kurzer Überblick über typische Guss- und Gefügefehler gegeben werden. Im dritten Kapitel werden Einflussfaktoren auf die Schwingfestigkeit genannt. Das experimentelle Vorgehen ist an das Modell von Yukitaka Murakami angelehnt, welches im vierten Kapitel näher beschrieben wird. Kapitel 5 hat die verwendeten Werkstoffe und die Prüfmethode zum Inhalt. Das sechste Kapitel bildet den Ergebnisteil, welcher sich in Wöhlerkurven und Fraktographie gliedert. Abschließend folgt die Diskussion (Kap. 7) und die Zusammenfassung (Kap. 8). Das Ende bilden das Literaturverzeichnis (Kap. 9) und der Anhang (Kap. 10).

2 Guss- und Gefügefehler

2.1 Lunker

„In Abhängigkeit der Erscheinungsform der Makrolunker unterscheidet man geschlossene Lunker (Innenlunker) und offene Lunker (Außenlunker). Daraus ergibt sich die Lage der Lunker logischerweise derart, dass Außenlunker in der Regel in oberen Gussstückbereichen, die zuletzt erstarren, in dickwandigen Gussstückbereichen sowie in Einguss- und Anschnittnähe auftreten. Innenlunker kommen besonders in größeren Wanddickenbereichen und an starken Wanddickenübergängen vor. Die Lunkerbildung tritt bei allen technischen Gusswerkstoffen unabhängig vom Form- bzw. Gießverfahren auf. Allerdings verfügt die Druckgießtechnik über Möglichkeiten zur Vermeidung bzw. Minimierung der Lunkerbildung, nämlich durch den Aufbau eines hohen Enddrucks unmittelbar im Anschluss an die Formfüllung. Gasporosität (siehe Kap. 2.3) wird dadurch jedoch nicht vermieden“ [7].

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Abb. 2.1: Lunker, AZ91, Vergrößerung 200:1 [6]

„Lunker entstehen, da das spezifische Volumen der gebräuchlichen Gussmetalle im flüssigen Zustand größer als im festen Zustand ist. Beim Erstarren und Abkühlen unterliegen diese Metalle daher einer Kontraktion. Dabei tritt ein Volumendefizit auf, das sich in Form von Fehlern, wie Lunkern und Mikroporosität äußert. Die so genannte Lunkerung ergibt sich demzufolge aus der Wechselwirkung zwischen dem physikalischen Volumendefizit während des Erstarrungsablaufes und der Möglichkeit seines Ausgleiches durch Nachspeisung“ [7].

2.2 Mikroporosität

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„Mikroporosität tritt an Stellen im Gussstück auf, die zuletzt erstarren, vor allem aber an Stellen mit Materialanhäufungen und Wanddickenübergängen. Besonders anfällig sind Legierungen mit breitem Erstarrungsintervall (Abb. 2.2 und 2.3). Die Fehler stellen sich in einem schwammartigen, aufgelockerten, porösen Bruchgefüge dar und sind nicht immer mit bloßem Auge zu erkennen (Abb. 2.4 und 2.5). Ähnlich wie die Gasporosität (Kap. 2.3) wird Mikroporosität erst bei der Prüfung der Gussstücke auf Dichtheit, nach der Bearbeitung oder bei einer galvanischen Oberflächenbehandlung deutlich“ [7].

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Abb. 2.2: Zustandsdiagramm Magnesium-Aluminium-Legierungen [6]

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Abb. 2.3: Dichte von Magnesium in Abhängigkeit der Temperatur [6]

„Die Aufteilung des Gesamtvolumendefizits auf Makrolunker, äußere Schwindung und Mikroporosität ist vom Erstarrungsablauf abhängig, der durch die Zusammensetzung, den Keimhaushalt, die Abkühlungsbedingungen sowie durch die geometrischen Verhältnisse des Stückes beeinflusst wird“ [7].

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Abb. 2.4: Mikroporosität bei Gusseisen mit Lamellengraphit, Vergrößerung 10:1, ungeätzt [7]

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Abb. 2.5: Mikroporosität bei einem Gussteil aus austenitischem Gusseisen mit Kugelgraphit, Vergrößerung 10:1, ungeätzt [7]

2.3 Gasporosität

„Gasporosität ist vor allem bei Aluminium- (Abb. 2.6), Magnesium- und Kupferlegierungen aber auch bei Stahlguss, unabhängig vom Formverfahren, anzutreffen und tritt vor allem bei Gussteilen auf, die nach dem Druckgussverfahren hergestellt werden. Bei Gussteilen aus dem Druckgussverfahren, unabhängig vom Werkstoff, findet man kleine Hohlräume, die in Tiefe und Größe unterschiedlich sind. Die Porosität kann ohne sichtbare Anzeichen vorliegen. Die Hohlräume haben meist glatte Wände und abgerundete Form.

Werden gashaltige Schmelzen zum Gießen verwendet, scheiden sich während der Abkühlung und Erstarrung die gelösten Gase aus, da die Löslichkeit mit sinkender Temperatur abnimmt. Obwohl ein großer Teil der Gase zu entweichen vermag, bleiben dennoch Gasreste, vor allem bei der Gussstückerstarrung, eingeschlossen, die dann im Gefüge Poren bilden“ [7].

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Abb. 2.6: eingeschlossene Luftporen bei einem Druckgussteil aus GD-AlSi9Cu3, Vergrößerung 10:1, ungeätzt [7]

2.4 Metallische Einschlüsse

„Metallische Einschlüsse treten beispielsweise in Eisengusslegierungen, Aluminiumgusslegierungen sowie in Gussmessing und Kupfer-Aluminium-Legierungen auf. Nicht nur im Gussteil selbst treten diese Einschlüsse auf, sondern bereits im Schmelz- oder Gießtiegel, vor allem beim laufenden Nachsetzen fester Blöcke in den Schöpftiegel oder beim Warmhalten, wenn dabei die Liquidustemperatur unterschritten wird. Bei Aluminiumgusslegierungen handelt es sich bei metallischen Einschlüssen nur selten um reine Metallpartikel, sondern in erster Linie um eisenhaltige Aluminium-Mehrstoffverbindungen, an deren Bildung vielfach auch Elemente wie Mangan, Silicium, Kupfer und andere beteiligt sind“ (Abb. 2.7 und 2.8) [7].

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Abb. 2.7: Aluminiumgusslegierung, eisenhaltige Aluminium-Mehrstoffbindung, die Mikrohärte liegt zwischen 800 und 1000, Vergrößerung 300:1 [7]

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Abb. 2.8: Aluminiumgusslegierung, SiC-Einschluss, Vergrößerung 100:1 [7]

2.5 Oxideinschlüsse

„Oxide, als nicht-metallische Einschlüsse, häufig auch in Verbindung mit Gasblasen bzw. Gasporosität, kommen vorzugsweise bei Stahlguss, Gusseisen mit Kugelgraphit sowie Leicht- und Schwermetallguss vor. Besonders bei Aluminiumgusslegierungen sind die Gefahr der Oxidbildung und damit die Gefahr des Auftretens von Oxideinschlüssen sehr groß. Das Auftreten des Fehlers ist dabei unabhängig vom Formverfahren, er tritt sowohl an Sand- und Kokillenguss als auch an Druckgussteilen auf. Die Oxide gelangen in das Gussteil als nichtmetallische Einschlüsse, meistens in Form von dünnen, filmförmigen Häutchen (Abb. 2.9).

Aluminium, Silizium, Magnesium und beispielsweise auch Chrom sowie Legierungen, die diese Metalle in größeren Konzentrationen enthalten, neigen aufgrund ihrer hohen Sauerstoffaffinität in besonderem Maße zur Bildung unlöslicher Oxidfilme beim Schmelzen und Gießen. Der Grad der Oxidation mit dem Luftsauerstoff ist neben einer Konzentrations- und Druckabhängigkeit in der Praxis vor allem temperatur- und zeitabhängig“ [7].

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Abb. 0.1: Oxidhäute, AE42, Vergrößerung 200:1 [6]

3 Einflussfaktoren auf die Schwingfestigkeit

3.1 Einfluss von Werkstoffinhomogenitäten auf die Schwingfestigkeit

Lunker und Poren sind Werkstoffinhomogenitäten die maßgeblichen Einfluss auf die Schwingfestigkeit von Aluminium- und Magnesiumlegierungen haben. Lunker entstehen, da das spezifische Volumen der gebräuchlichen Gussmetalle im flüssigen Zustand größer als im festen Zustand ist. Beim Erstarren und Abkühlen unterliegen diese Metalle daher einer Kontraktion. Dabei tritt ein Volumendefizit auf, das sich in Form von Fehlern wie Lunkern äußert. Als grundlegende Entstehungsursachen von Poren sind neben der bereits erwähnten Abnahme des Volumens des Giessmetalls bei der Abkühlung und Erstarrung die Gasausscheidung aus der Schmelze sowie Gasabgabe aus dem Formstoff zu nennen. Wegen der statistischen Verteilung der Lage und Größe der Defekte können die in Ermüdungsversuchen gemessenen Schwingfestigkeiten stark streuen. Korreliert man die unterschiedlichen Lebensdauern verschiedener Proben mit der Größe des Defektes an der Risseinleitungsstelle, so zeigt sich, dass ein Zusammenhang zwischen der Größe des Hohlraumes und der Bruchlastenspielzahl besteht. Dies gilt sowohl bei Wöhlerversuchen [8] als auch bei simulierten Betriebslasten [9]. Die Ursache dafür ist, dass sich wegen der Spannungskonzentration an Gussfehlern bereits bei niedrigen Lastspielzahlen Anrisse bilden und die Lebensdauer im Wesentlichen von der erforderlichen Lastspielzahl zur Verlängerung des Anrisses bis zum Bruch bestimmt wird [8, 10-12].

Die Geschwindigkeit, mit der der Ermüdungsriss wächst, ist in der linear-elastischen Bruchmechanik durch den zyklischen Spannungsintensitätsfaktor bestimmt. Der Spannungsintensitätsfaktor ist eine Kenngröße für die Schädigung, welche auf Grundlage der Bruchmechanik dem durch Poren und Lunker geschädigten Materialbereich zugewiesen wird. Dazu wird angenommen, dass der schadhafte Materialbereich einem Anriss entspricht. Die Kenngröße K hängt mit guter Näherung nur von der Spannungsamplitude σ und der Querschnittsfläche des Anrisses „area“ in Spannungsrichtung ab und kann näherungsweise folgendermaßen berechnet werden [13]:

Abbildung in dieser Leseprobe nicht enthalten

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Geometriefaktor a = 0,65 für einen Anriss an der Oberfläche und a = 0,5 für einen Anriss im Inneren gilt. Wird die Fehlstelle durch einen Materialbereich, der breiter als der mittlere halbe Durchmesser ist, vom Rand der Probe getrennt, so wird der schadhafte Bereich als Innendefekt, ansonsten als Oberflächendefekt behandelt.

Die Ermüdungsfestigkeit von Leichtmetall-Gusslegierungen im Bereich hoher Lastspielzahlen, die Defekte mit Durchmessern größer als etwa 50 bis 100 µm enthalten [14-16], wird daher wesentlich durch die Fläche der größten Defekte und den Widerstand des Materials gegenüber Ermüdungsrissausbreitung bestimmt.

Untersuchungen an Aluminium- und Magnesiumgusslegierungen mit dem Ultraschall-Resonanzverfahren zeigen, dass bei gebrochenen Proben der Spannungsintensitätsfaktor groß genug war, um den Ermüdungsriss bis zum Bruch voranzutreiben. Auf Grundlage der gebrochenen Proben lässt sich so ein kritischer Spannungsintensitätsfaktor finden, unterhalb dessen das Material als dauerfest angesehen werden kann. Bei Proben, die nicht nach 109 Lastspielen gebrochen sind, war entweder die Spannungsamplitude zu niedrig oder die Defektgröße zu klein. Es bedeutet jedoch nicht, dass sich keine Anrisse gebildet haben. Vielmehr ist die Ursache für die Dauerfestigkeit, dass eventuell an Gussfehlern gebildete Anrisse stehen bleiben, sobald sie durch die Kerbwirkung des Gussfehlers hervorgerufene Zone mit hohen Spannungen verlassen [5].

3.2 Einfluss von Einschlüssen auf die Schwingfestigkeit

Versuche mit gewalztem Stahl haben gezeigt, dass nicht-metallische Einschlüsse verschiedene Einflüsse auf die Schwingfestigkeit in Abhängigkeit der Belastungsrichtung haben können [17]. So werden beispielsweise Einschlüsse beim Walzen in Richtung der Bearbeitung verlängert und erhalten so ein schlankere Form. Es zeigt sich, dass bei Belastungen in Walzrichtung die Einschlüsse im Werkstoff einen geringeren Einfluss auf die Schwingfestigkeit haben als bei Belastungen senkrecht zur Walzrichtung. Weitere Parameter, die beachtet werden müssen, sind Größe und Form der Einschlüsse und die Lage im Werkstoff.

Prinzipiell können Einschlüsse ebenso als Fehlstelle angesehen wie Poren und dementsprechend behandelt werden. Der Mechanismus der Risseinleitung und Rissausbreitung bis hin zum Bruch ist identisch. Ausgangspunkt ist der größte Defekt im Werkstoff und die Ermüdungsrissgeschwindigkeit wird durch den Spannungsintensitätsfaktor bestimmt [18].

3.3 Einfluss von Korrosion auf die Schwingfestigkeit

Das Ermüdungsverhalten von Aluminium- und Magnesiumlegierungen wird wesentlich durch das Umgebungsmedium beeinflusst. Korrosive Medien beschleunigen die Rissbildung und das Ermüdungsrisswachstum und vermindern daher die Lebensdauer. Ein Vergleich der Schwingfestigkeit von Aluminium- und Magnesiumlegierungen in Raumluft und in Vakuum zeigt, dass Raumluft für beide Werkstoffgruppen als korrosives Medium wirkt. Die in Raumluft bestimmten Wöhlerkurven liegen bei niedrigeren Spannungswerten als die in Vakuum gemessenen [19].

Bei Magnesiumlegierungen zeigen Rissausbreitungsversuche in Raumluft, trockener Luft und in Vakuum ebenfalls einen wesentlichen Einfluss der in der Raumluft enthaltenen Luftfeuchtigkeit auf das Ermüdungsverhalten. So sind die Geschwindigkeiten von langsam wachsenden Ermüdungsrissen in trockenere Luft deutlich niedriger als in Raumluft [20, 21].

Untersuchungen mit dem Ultraschall-Resonanzverfahren, bei welchen die Proben zu hochfrequenten Resonanzschwingungen bei etwa 20 kHz angeregt werden, an den Druckgusslegierungen AZ91hp und AM60hp in Raumluft und in Salzwasser-Sprühnebel (jodiertes Speisesalz mit einer Konzentration von fünf Gewichtsprozent, aufgelöst in Trinkwasser) führen zu folgenden Ergebnissen. Beide Legierungen zeigen in Raumluft ein ausgeprägtes Dauerfestigkeitsverhalten, und es treten nur selten Brüche über 107 (Prüfzeit 8,3 Minuten) Lastspielen auf. Salzwasser-Sprühnebel führt bei Druckguß AZ91hp für Bruchlastspielzahlen unterhalb von 107 zu keiner signifikanten Verkürzung der Lebensdauer, während bei höheren Lastspielzahlen eine deutlich verminderte Schwingfestigkeit festzustellen ist.

Unter dem Einfluss von Sprühnebel tritt bei den untersuchten Magnesiumlegierungen ein Materialabtrag an der Oberfläche auf. Mit steigender Lastspielzahl und damit verbundener steigender Dauer der Beanspruchung im Salzwasser-Sprühnebel nimmt sowohl die Lochfraßtiefe als auch die Häufigkeit zu. Die Rissbildung erfolgt bei Druckguß und bei Niederdruck-Kokillenguß für Bruchlastspielzahlen um 108 (Prüfzeit 83 Minuten) und darüber an der Probenoberfläche. Der schädliche Einfluss von Korrosionsabtrag und von eventuellen Lunkern auf die Rissbildung kann sich dabei überlagern.

Ein Vergleich der Schwingfestigkeit von Niederdruck-Kokillenguß AZ91hp und Druckguss AZ91hp in Salzwasser-Sprühnebel zeigt insbesondere für hohe Bruchlastspielzahlen bessere Ermüdungseigenschaften des Druckgusses. Eine mögliche Erklärung dafür ist das feinere Korn von Druckguss (etwa 50-100 µm) im Vergleich zu Kokillenguss (500µm).

Die Rissbildung bei Magnesium-Druckguß erfolgt in Raumluft an Werkstoffinhomogenitäten. Der zusätzlich schädigende Einfluss von Salwasser-Sprühnebel ist für niedrige Bruchlastspielzahlen bis 106 (Prüfzeit 0,83 Minuten) relativ gering. Im Bereich hoher Lastspielzahlen trägt Lochfraß durch Kerbwirkung zu einer Verminderung der Schwingfestigkeit bei. Bei sehr hohen Lastspielzahlen über 109 (Prüfzeit 833 Minuten) wird die Schwingfestigkeit durch Flächenabtrag vermindert [22].

3.4 Einfluss der Umgebungstemperatur auf die Schwingfestigkeit

Die Magnesiumgusslegierung AZ91 und die Magnesiumknetlegierung AZ31 zeigen bei Raumtemperatur charakteristische Unterschiede im Verformungsverhalten. Während bei AZ91 eine geringfügig höhere Stauch- wie Dehngrenze ermittelt wurde, zeigt AZ31 eine deutlich stärker ausgeprägte Richtungsabhängigkeit des Verformungsverhaltens mit erheblich niedrigeren Festigkeiten bei Druck- im Vergleich zu Zugbeanspruchung.

Bei Raumtemperatur zeigen beide Werkstoffe eine vergleichbare Zugfestigkeit und Bruchdehnung. Die Bruchdehnung steigt bei zunehmender Temperatur bei AZ31 im Gegensatz zu AZ91 deutlich stärker an. Bei einer Temperatur von über 150°C zeigt die Bruchdehnung von AZ91 eine leicht fallende Tendenz, während die entsprechenden Werte von AZ31 noch erheblich anwachsen.

Die plastischen Dehnungsamplituden, welche ein Maß für die Schädigung des Werkstoffes während der zyklischen Beanspruchung ist, sind für AZ91 im Vergleich zu AZ31 deutlich kleiner. Höhere Versuchstemperaturen führen bei beiden Werkstoffen auch zu größeren plastischen Dehnungsamplituden. Für AZ91 ist bei 20°C erst ein geringfügiges ent- und dann verfestigendes Verhalten zu erkennen. Bei 150°C bleiben die plastischen Dehnungsamplituden während der Ermüdung praktisch konstant, während bei 250°C ein deutlich entfestigendes Verhalten zu erkennen ist.

Sowohl bei der Druckgusslegierung AZ91 als auch bei der Knetlegierung AZ31 verringern sich die Schwingfestigkeiten mit steigender Temperatur deutlich. Tendenziell zeigt die Gusslegierung im gesamten untersuchten Temperaturspektrum geringfügig höhere Festigkeiten als die Knetlegierung [23].

4 Das Modell von Yukitaka Murakami

4.1 Modellvorstellung

Traditionelle Theorien für die Abschätzung der Kerbwirkung, basierend auf dem Spannungskonzentrationsfaktor Kt, und für Spannungsverteilung oder Spannungs-gradient, sind nur für Kerben anwendbar, welche eine Größe von etwa 1 mm nicht unterschreiten. Für Kerben mit geringerer Größe sind diese Theorien in einer derartig vereinfachten Betrachtungsweise ungültig. Ebenfalls kommen künstliche Kerben und Kerbeffekten durch Oberflächendefekte und Kratzer eine praktische Bedeutung zu. Da die so genannten traditionellen oder konventionellen Theorien auf diese kleinen Defekte schwerlich angewandt werden können, muss das Problem überdacht werden. Es existieren zu viele Faktoren, welche die Schwingfestigkeit beeinflussen und es deshalb erlauben, eine vereinheitlichende Theorie aufzustellen. Diese Faktoren schließen Dinge wie Größe und Form von Oberflächendefekten, natürliche Fehler, nicht-metallische Einschlüsse und chemische Zusammensetzung ein.

Frühere Untersuchungen von kleinen Defekten können in Studien zu kleinen Kerben und Rissen und in Studien zum Einfluss von nicht-metallischen Einschlüssen unterteilt werden. Es gab keine eindeutige Überseinstimmung für den Ansatz, dass Einschlüsse als spannungsfreie Defekte angesehen werden können. Dieses Konzept wurde verwendet, um die Problematik von Einschlüssen vereinfacht behandeln zu können, wegen der Schwierigkeit zur genauen Analyse von komplexen, einschlussbezogenen Bedingungen. Die zu berücksichtigenden Faktoren sind: Form des Einschlusses, Adhäsion des Einschlusses gegenüber der Matrix, Elastizität von Einschluss und Matrix, die chemische Zusammensetzung des Einschlusses und die Größe des Einschlusses.

4.2 Effekt von kleinen, synthetischen Löchern

Um kleine, natürlich Defekte zu simulieren, haben Murakami und Endo Prüfkörper mit kleinen, synthetischen Löchern (Durchmesser zwischen 40 und 200 µm) versehen. Als Grundwerkstoff wurde Stahl mit einem Kohlenstoffanteil von 0,13% und 0,46% verwendet. Ein Loch mit einer Größe von 40 µm entspricht der Größe eines Ferritkorns (ca. 37 µm).

Stehen bleibende Risse wurden bei der Ermüdungsgrenze, welche als die maximale Spannung für eine Anzahl von 107 Schwingspielen definiert ist, bei beiden Werkstoffen beobachtet. Folglich ist die Ermüdungsgrenze für Prüfkörper mit synthetischen Fehlstellen nicht die kritische Bedingung für die Risseinleitung am Rand eines Loches, aber sie ist die Schwellenbedingung für das Stehen bleiben von Rissen, welche von Löchern ausgehen.

In einer weiteren Versuchsreihe wurden jeweils vier Bohrungen mit gleichem Abstand zueinander an drei verschiedenen Umfängen mit gleichem Abstand in axialer Richtung in den Prüfkörper eingebracht. Die Durchmesser betrugen entweder 40 oder 50 µm, die Tiefen ebenfalls 40 oder 50 µm. Keine stehen bleibenden Risse wurden bei den Stahlproben mit einem Kohlenstoffanteil von 0,13% beobachtet, welche bei einer Spannung getestet wurden, die 4,9 MPa unter der Ermüdungsgrenze lag. Die Ermüdungsgrenze für gekerbte und ungekerbte Proben dieses Werkstoffes ist identisch. Auf der anderen Seite ist die Ermüdungsgrenze der gekerbten Stahlproben mit einem Kohlenstoffanteil von 0,46% um 2% geringer als bei ungekerbten.

Obwohl dies auf den ersten Blick verwundern mag, hängt dieser Mechanismus mit dem Phänomen zusammen, dass die Ermüdungsgrenze für ungekerbte Proben nicht die kritische Spannung für die Risseinleitung ist, aber eine Schwellenbedingung für stehen bleibende Risse ist. Es existieren stehen bleibende Risse mit einer maximalen Größe von 100 µm bei der Ermüdungsgrenze auf der Oberfläche einer gekerbten Probe (0,13% C), ohne einen Bruch der Probe zu verursachen. Folglich werden aus Rissen, die aus Initialdefekten entstehen, welche ein wenig kleiner als 100 µm sind, stehen bleibende Risse. Grund dafür ist ein Mechanismus, der dem sehr ähnlich ist, der das Stehen bleiben von kleinen Rissen verursacht, welche von Gleitbändern und Korngrenzen ausgehen und in Richtung benachbarter Körner wachsen. Im Fall von Stahl mit 0,46% C ist die maximal stehen bleibende Rissgröße bei der Ermüdungsgrenze etwa 50 µm. Fehlstellen, die kleiner als 50 µm sind, würden demnach die Schwingfestigkeit nicht nachteilig beeinflussen. Dies ist der Grund, warum Bohrungen mit einem Durchmesser von 40 oder 50 µm die Ermüdungs-festigkeit von Stahl mit 0,46% nur um 2% verringern.

Weitere Versuchsreihen mit Stahl haben gezeigt, dass der Bohrungsdurchmesser Einfluss auf die Schwingfestigkeit hat. Die Schwingfestigkeit nimmt mit steigendem Durchmesser ab. Daraus lassen sich zwei wichtige Schlussfolgerungen formulieren. Zum einen gibt es keine schädlichen Defekte, welche die Schwingfestigkeit nicht herabsetzen. Zum anderen, dass die Größe des Defekts einen größeren Einfluss auf die Schwingfestigkeit hat als der Spannungskonzentrationsfaktor Kt für Defekte. Das ist der Fall, weil der Wert von Kt für alle Defekte identisch ist unabhängig von der Größe. Für den Fall, dass Durchmesser und Tiefe der Bohrungen gleich sind, entstehen Risse am Rand eines Loches.

4.3 Effekt von kleinen, synthetischen Löchern mit unterschiedlichen Durchmessern und Tiefen

Nachdem bereits im vorangegangenen Kapitel der Einfluss von geometrisch identischen Löchern (d = h) behandelt worden ist, setzt sich dieses Kapitel mit dem Sachverhalt geometrisch nicht-identischer Löcher (d ≠ h) auseinander. Die Untersuchungen wurden wieder an Stahlproben mit einem Kohlenstoffanteil von 0,13% und 0,46% durchgeführt. Murakami kommt zu dem Ergebnis, dass die Ermüdungsgrenze mit steigendem Verhältnis h/d abnimmt. Die Ermüdungsgrenze wird nicht durch die Bedingung für Risseinleitung bestimmt sondern durch die Bedingung für Risswachstum. Aus diesem Sachverhalt folgert Murakami, dass das Problem von kleinen Defekten im Wesentlichen ein Problem kleiner Risse ist. Zum Lösen dieses Problems tritt anstelle des Spannungskonzentrationsfaktors Kt der Spannungsintensitätsfaktor KI. Der maximale Spannungsintensitätsfaktor KI entlang der Rissfront eines dreidimensionalen Risses hat eine starke Korrelation mit der Quadratwurzel aus der Rissfläche Abbildung in dieser Leseprobe nicht enthalten. Der Ausdruck Abbildung in dieser Leseprobe nicht enthaltenwird als charakteristische Dimension für die Abschätzung der Effekte von Defekten unterschiedlicher Größe und Form bei der Ermüdungsgrenze verwendet. Unter der Annahme, dass der Winkel am Boden der Bohrung 120° beträgt, ergibt sich der Wert

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