Dauerfestigkeitserhöhung und Reduktion des irreversiblen Gusswachstums bei Aluminiumsandgusslegierungen

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1 Dauerfestigkeitserhöhung und Reduktion des irreversiblen Gusswachstums bei Aluminiumsandgusslegierungen vorgelegt von Diplom-Ingenieur Andreas Rohr aus Oberboihingen von der Fakultät III Prozesswissenschaften der Technischen Universität Berlin zur Erlangung des akademischen Grades Doktor der Ingenieurwissenschaften - Dr.-Ing. - genehmigte Dissertation Promotionsausschuss: Vorsitzende: Prof. Dr. Claudia Fleck Berichter: Prof. Dr. Walter Reimers Berichter: Prof. Dr. Wolfgang Müller Berichter: Dr. Hartmut Baur Tag der wissenschaftlichen Aussprache: 20. Januar 2012 Berlin 2012 D83

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3 I Widmung Für meine Frau

4 II Danksagung Durch die tatkräftige Unterstützung meiner Betreuer, vieler Kollegen, Freunde und Familie konnte die vorliegende wissenschaftliche Arbeit erfolgreich erarbeitet und abgeschlossen werden. Ich danke an erster Stelle meinen Doktorvätern Herrn Prof. Dr. Walter Reimers und Herrn Prof. Dr. Wolfgang H. Müller für die Übernahme der Betreuung dieser Dissertation. In vielen wertvollen Besprechungen und Diskussionen erfuhr ich fachlich sowie organisatorisch eine außergewöhnliche Unterstützung. Für die eingeräumten großen Gestaltungsfreiheiten im werkstofftechnischen Hauptteil der Dissertation bedanke ich mich insbesondere bei Herrn Prof. Reimers. Speziell bedanke ich mich bei Herrn Prof. Müller für sein Engagement während meines Aufenthaltes in Berlin und die mir zur Verfügung gestellten Mittel zur Ausarbeitung der simulativen Problembetrachtung. Bedanken möchte ich mich auch für die geduldige Unterstützung seiner beiden Assistenten Emek Abali und Holger Worrack. Für die Übernahme des Prüfungsvorsitzes möchte ich mich bei Frau Prof. Dr. Claudia Fleck sehr bedanken. Großen Respekt und Dank gilt auch meinem Betreuer seitens der Daimler AG. Herr Dr. Hartmut Baur unterstützte mich trotz neuer beruflicher Herausforderungen in der europäischen Hauptstadt bis zur endgültigen Fertigstellung meiner Arbeit. Die außergewöhnliche fachliche und technische Unterstützung seitens meiner Kollegen halfen mir über viele herausfordernde Problemstellungen hinweg. Hierfür danke ich Dr. Florian Lampmann und meinem jahrelangen Zimmerkollegen Marco Fandel. Insbesondere danke ich in großer Wertschätzung Dr. Burkhard Plege für seine unermüdlichen äußerst fundierten und inspirierenden Diskussionen und Überlegungen zu diversen Problemstellungen. Meinen weiteren Kollegen Andreas Schäufele, Silke Schmid, Rosa Baumann, Gerd Dietrich, Katrin Ortlepp, Karl-Heinz Kaiserauer sowie Michael Scheydecker danke ich ebenfalls herzlich für ihre kostbare Zeit und die intensiven Diskussionen. Dr. Wolfgang Rehm und Sven Haase danke ich für Ihren Einsatz und Ratschläge zur Lösung der simulativen Problemstellung sowie Dr. Oliver Röcker für seine unterstützenden administrativen Tipps. Ebenfalls möchte ich mich bei den Vorgesetzten Dr. Haug, Dr. Weißkopf, Dr. Lahres und Dr. Lempenauer für ihre Unterstützung während meiner Zeit in Ulm bedanken. Auch die Untersuchungen und Diskussionen bei externen Firmen, insbesondere am Naturwissenschaftlichen und Medizinischem Institut (NMI) durch Herrn Dr. Dreher und Herrn Kern haben zur Entstehung dieser Arbeit beigetragen.

5 III Ohne die unter meiner wissenschaftlichen Anleitung entstandenen Studien- und Diplomarbeiten durch die studentischen Mitarbeiter Thorsten Rösler, Thomas Libally, Patrick Lippmann, Ulrike Wörnle, André Ullrich, Hendrik Zimmer, Alexander Hirschmann sowie Jakob Schock wäre diese Arbeit nicht in dieser Kürze der Zeit und in diesem Umfang realisierbar gewesen. Auch ihnen, insbesondere Jakob Schock, möchte ich für ihren großartigen und außergewöhnlichen Einsatz meinen Dank aussprechen. Für das jahrelange Verständnis und die zeitintensive Unterstützung, insbesondere in der Endphase der Arbeit, möchte ich mich abschließend herzlichst bei meinen Eltern und meiner Frau bedanken.

6 IV Eidesstattliche Erklärung Hiermit versichere ich, dass ich die vorliegende Arbeit selbstständig und ohne unerlaubter Hilfsmittel angefertigt, andere als die angegebenen Quellen und Hilfsmittel nicht benutzt und die den benutzten Quellen wörtlich oder inhaltlich entnommenen Stellen als solche kenntlich gemacht habe. Andreas Rohr Oberboihingen, den 26. Januar 2012

7 V Kurzfassung Die Automobilindustrie muss sich zunehmend den globalen Herausforderungen stellen, um die hohen gesetzlichen Umweltanforderungen hinsichtlich des Kraftstoffverbrauchs und der Abgasemissionen erfüllen zu können. Um diesen Anforderungen gerecht zu werden, findet im Automobilbau das Downsizing von herkömmlichen Otto- und Dieselmotoren zunehmend Anwendung. Im Rahmen des Downsizings werden großvolumige Motoren durch Motoren mit reduzierter Zylinderanzahl und geringerem Verbrauch bei mindestens gleicher Leistung ersetzt. Dies hat zur Folge, dass die technischen Anforderungen an diese neuen Konzepte durch zunehmende thermische und mechanische Belastungen insbesondere im Lagerstuhlbereich signifikant ansteigen. Aus diesem Grund sind speziell in diesem Bereich technische Weiterentwicklungen notwendig, um den durch Downsizing verursachten zunehmenden mechanischen Belastungen gerecht zu werden. Unter Einhaltung des Sandgussverfahrens und der existierenden Zylinderkurbelgehäusekonstruktion wird somit im Rahmen dieser Arbeit eine ganzheitliche werkstoffwissenschaftliche Lösung zur Erhöhung der Lebensdauer einer Aluminiumsekundärlegierung entwickelt. Die Zielsetzung beinhaltet die Erhöhung der Dauerfestigkeit bei gleichzeitiger Reduktion des irreversiblen Gusswachstums im Lagerstuhlbereich eines V6-Zylinderkurbelgehäuses. Zur Realisierung dieser Ziele werden Cu- und Mg-Gehaltsreduktionen basierend auf der vorliegenden Aluminiumlegierung AlSi 8 Cu 3 Mg 0,3 umgesetzt. Diese Maßnahmen sollen zum einen die Bruchdehnungen und somit die Dauerfestigkeit erhöhen und zum anderen die intermetallische Phasen- und Ausscheidungsanteile und somit das irreversible Gusswachstum reduzieren. Für die ganzheitliche Werkstoffuntersuchung werden zwei unterschiedliche Abkühlgeschwindigkeiten analysiert, um den Einfluss der Gefügestrukturen bei veränderten mechanischen Eigenschaften zu erörtern. Darüber hinaus wird der Werkstoffzustand direkt nach dem Abguss und nach einer Alterung über 165 h bei 150 C analysiert, um gusswachstumsrelevante Ausscheidungen und deren Einfluss auf die mechanischen Kennwerte detektieren zu können. Die Quantifizierung der Legierungsmodifikationen erfolgt durch Analyse der Gefügestruktur und der physikalischen Eigenschaften. Die Bewertung der erzielten Ergebnisse erfolgt abschließend durch eine Simulationsberechnung zu den Spannungszuständen im Lagerstuhlbereich. Durch die gezielten Legierungsmodifikationen kann eine herausragende Legierung entwickelt werden, welche gegenüber der Basislegierung eine extrem gesteigerte Bruchdehnung von über 100 % sowie eine signifikant erhöhte Dauerfestigkeit um 10 % aufweist. Des Weiteren kann mit derselben Legierung ohne Einsatz einer kostenintensiven Wärmebehandlung eine erhebliche Reduktion des irreversiblen Gusswachstums um 28 % und somit eine drastische Reduktion der Spannungszustände um 27 % erzielt werden. Diese neue Aluminiumlegierung mit den viel versprechenden physikalischen Eigenschaften kann nur durch intensive Untersuchung des mikrostrukturellen Verhaltens der modifizierten Legierungen, welches nachweislich im hohem Maße von den Legierungszusätzen abhängig ist, entwickelt werden. Mit diesem wichtigen Fortschritt kann ein wesentlicher Beitrag zu neuen downgesizeden Hochleistungsdieselmotoren geleistet werden. Darüber hinaus können diese neuen Konzepte mit höherer Leistungsdichte und geringerem Kraftstoffverbrauch kostenneutral realisiert werden.

8 VI Abstract The automotive industry faces global challenges to comply with high regulatory environmental standards with regard to fuel efficiency and exhaust gas emissions. In order to meet the legal requirements, downsizing of conventional gasoline and diesel engines are increasingly applied in automotive engineering. In the context of downsizing, the number of cylinders in engines with large cylinder capacity are reduced, yet the fuel consumption and the engine power output stays at least at the same level due to higher charging. With regard to these new concepts the technical requirements for the engine will increase significantly due to the increase in thermal and mechanical loads especially on the bearing block of the engine. For this reason, further technical developments are necessary especially in this area to meet the increased mechanical loads from downsizing. In compliance with the sand casting process and the existing engine block structural design a holistic material-scientific solution is pursued in this work to increase the durability of a secondary aluminum alloy. The objective target of this work is the increase in the fatigue strength, while reducing the irreversible casting-growth in the bearing block of a V6-cylinder crankcase. In order to realize these objectives, Cu and Mg content modifications of the existing aluminum alloy AlSi 8 Cu 3 Mg 0.3 have been realized. These measures should increase the elongation and thus the fatigue strength on the one hand and decrease the intermetallic phases and precipitations and in consequence the unfavorable irreversible casting-growth on the other. For the holistic material testing, two different cooling rates have been analyzed in order to understand the microstructural influence combined with modified mechanical performance. Furthermore, the alloys have been analyzed as-casted and after aging for 165 h at 150 C for detecting precipitations which are relevant for the casting-growth and the modified mechanical properties. To quantify the alloy modifications, the microstructure and the physical properties were analyzed. Finally, the results are assessed by a numerical simulation of the stress tensions in the bearing block. Due to the selective alloy modifications, an outstanding alloy could be developed, in relation to the basis alloy. This modified alloy shows an extremely increase in the elongation of more than 100 % and a significant increase in the fatigue strength about 10 %. Furthermore, the same alloy shows a considerable reduction of the irreversible casting-growth about 28 % and therefore a dramatically reduction of stresses about 27 % without using a costly heat treatment. The new aluminum alloy with its promising mechanical and physical properties could only be found through intensive investigation of the microstructural behavior of the modified alloys, which depends highly on the alloy additions. Due to this important advancement, a fundamental contribution to the downsizing of new high performance diesel engines can be provided. Furthermore, these new concepts can be realized cost-neutral with a higher performance density and less fuel consumption.

9 1 Inhaltsverzeichnis Widmung... I Danksagung... II Eidesstattliche Erklärung... IV Kurzfassung... V Abstract... VI Inhaltsverzeichnis Einleitung Stand der Technik und Grundlagen Zylinderkurbelgehäuse und Herstellungsprozess Aluminiumwerkstoff Aluminium Herstellung, Bezeichnung und Eigenschaften Aluminiumlegierungen Erstarrungsmorphologie von Dendriten und Fiederkristallen Bruchverhalten von Al-Legierungen bei Dauerfestigkeitsbelastung Dauerfestigkeit von Aluminium-Gusslegierungen Abhängigkeiten SDAS-Wert Gefügekenngrößen Abhängigkeiten Gefügekenngrößen statische Kennwerte Abhängigkeiten Gefügekennwerte und Werkstoffeigenschaften zur Dauerfestigkeit Erkenntnisse zur Dauerfestigkeitserhöhung Irreversibles Gusswachstum bei Aluminium-Gusslegierungen Guinier-Preston-Zonen Q-Phase, Chinese script, Silizium Simulation Motivation und Vorgehensweise... 47

10 2 4 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Werkstoffanalysebereich und Werkstoffzustand Gefügevarianten Zustandsvarianten Werkstoffstrukturen und physikalische Eigenschaften Gefügestruktur Metallografie Dilatometermessungen REM/EDX-Analysen TEM/EDX-Analysen Mechanische Eigenschaften Zugversuche Dauerfestigkeitsversuche Härtemessungen Simulationswerkzeuge Thermodynamische Berechnungen Struktursimulation Ergebnisse Basisanalyse Gefügeanalyse Mechanische Kennwertermittlung Thermodynamische Berechnungen zur Basislegierung Definition und Analyse der Legierungsvarianten Thermodynamische Berechnungen und Legierungsvariantendefinition Gefügeanalyse Gefügeparameter Irreversibles Gusswachstum Intermetallische Phasen Ausscheidungen Berechnung der Ausscheidungsanteile am irreversiblen Gusswachstum Fraktographie

11 Mechanische Kennwertermittlung Statische Kennwerte Zyklische Kennwerte Härtekennwerte Spannungsverhalten im ZKG nach irreversiblem Gusswachstum Diskussion und Korrelation der Ergebnisse Zusammenfassung und Ausblick Abkürzungsverzeichnis Symbolverzeichnis Literaturverzeichnis

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13 Einleitung 5 1 Einleitung Die Anforderungen an die Weiterentwicklung der Verbrennungsmotoren sind im letzten Jahrzehnt stark angestiegen. Neben der Erfüllung von Kundenwünschen in Form von Leistungssteigerungen bei gleichzeitiger Reduktion des Kraftstoffverbrauchs, verbessertem Fahrverhalten sowie aktive und passive Sicherheit, sind zusätzlich den Anforderungen des Gesetzgebers hinsichtlich der Reduktion von CO 2 und weiteren Abgasemissionen Folge zu leisten. Mit den gesetzlichen Bestimmungen zur Reduktion der Schadstoffemissionen werden in der Automobilbranche viele Diskussionen entfacht und unterschiedliche Lösungswege zur Realisierung und Einhaltung der gesetzlichen Grenzwerte entwickelt. Ein großer Meilenstein zur Reduktion der Schadstoffemissionen ist die Selbstverpflichtung im Jahre 1998 zwischen dem Verband der europäischen Automobilhersteller (ACEA) und der Europäischen Kommission, in der eine Reduktion des CO 2 -Ausstoßes durchschnittlich auf 140 gco 2 /km für das Jahr 2008 festgehalten wird (Abb. 1-1). Nach den gesetzlichen Bestimmungen soll allerdings eine CO 2 - Emission für europäische Neufahrzeuge von lediglich durchschnittlich 120 gco 2 /km im Jahr 2012 und wesentlich geringere Werte in den darauffolgenden Jahren erreicht werden [KOM]. Abb. 1-1: Weltweite Grenzwerte zur CO 2 -Emission [SCR, AMS] Um diese gesetzlichen Emissionszielwerte mit den Kundenwünschen vereinen zu können, werden in der Automobilbranche unterschiedliche technologische Lösungsansätze innerhalb der Komponenten Gesamtfahrzeug, Antrieb, Getriebe und Nebenaggregate verfolgt. Ansatzpunkte sind die Verbesserung

14 6 Einleitung der Aerodynamik, effektive Leichtbauweisen, Downsizing der Antriebe, alternative Antriebskonzepte (Hybridisierung) und umweltfreundliche Kraftstoffe, Schaltstrategien und konsequentes Energiemanagement. Neben den neuen alternativen Antrieben besteht nach wie vor ein großes Potential in der Optimierung des herkömmlichen Otto- oder Dieselmotors hinsichtlich Leistungssteigerungen, Reduktion der Kraftstoffverbraucheswerte und CO 2 -Emissionen. Neue Innovationen sind somit für die Entwicklung neuer leistungsstarker und gleichzeitig kraftstoff- und CO 2 -sparender Verbrennungsmotoren aufgrund der ständig steigenden Energiekosten und der hohen, oft kontroversen Kunden- und Gesetzesansprüche für die zukünftige nachhaltige Mobilität zwingend notwendig. Um die stetig zunehmende Fahrzeugmasse (Abb. 1-2) zu reduzieren, wird u.a. das sogenannte Downsizing von großvolumigen Motoren zu einem der wichtigsten Stellhebel für die Automobilbranche, um reduzierte Emissionswerte realisieren zu können W203 W204 Leergewicht [kg] W W Zeitraum 2010 Abb. 1-2: Gewichtsentwicklung am Beispiel der Mercedes C-Klasse von 1985 bis heute [DAG] Der Begriff Downsizing beinhaltet eine Verkleinerung des Hubvolumens durch Reduktion der Zylinderzahl oder des -volumens bei mindestens gleichbleibender Leistung. Somit ist eine kompakte und leichte Bauweise bei allerdings zunehmenden thermischen und mechanischen Belastungen realisierbar [MOL]. In der Automobilbranche beinhaltet der Begriff Downsizing somit das Ersetzen von 8-Zylindermotoren durch 6-Zylindermotoren und 6-Zylindermotoren durch 4-Zylindermotoren. Dies hat zur Folge, dass Werkstoffweiterentwicklungen u.a. im Bereich der Aluminiumlegierungen für hochbelastete Zylinderkurbelgehäuse (ZKG) zwingend notwendig sind. Darüber hinaus ist das Thema Down-

15 Einleitung 7 sizing im Bereich der Dieselzylinderkurbelgehäuse von großer Bedeutung, da die derzeitige Euro 5 und zukünftige Euro 6 (ab 2014) Abgasnorm im großen Maße die Dieselmotoren hauptsächlich bezüglich der NO x - und Partikelgehalte betreffen sowie ein zunehmender Anteil an Neuzulassungen von dieselbetriebenen Fahrzeugen in Deutschland (im Jahr 2010 bereits 42 %) zu verzeichnen ist [EUV, KBA]. Um den daraus folgenden steigenden werkstofftechnischen Anforderungen gerecht zu werden, erfolgen mit dem aktuell in der Daimler-Flotte eingesetztem V6-Aluminium-Dieselzylinderkurbelgehäuse umfangreiche Vorversuche, in welchen durch Leistungssteigerungen bis 25 % die mechanischen Werkstoffgrenzen erörtert werden. Aufgrund der extremen thermischen und zyklischen Belastungen stellt sich der äußere verschraubte Lagerstuhlbereich als Schwachstelle heraus (Abb. 1-3). Abb. 1-3: Schnittdarstellungen des V6-Dieselzylinderkurbelgehäuses. Markierungen weisen auf die Schwachstellen im Lagerstuhlbereich bei Leistungssteigerungen um 25% hin [DAG]. Wesentliche Vorgaben zur Weiterentwicklung des V6-Zylinderkurbelgehäuses sind eine unveränderte Bauteilkonstruktion sowie die Beibehaltung der Werkstoffgattung und des Gussverfahrens. Mit dieser Herausforderung entsteht somit die vorliegende Arbeit in der Forschungszentrale der Daimler AG in Ulm. Oberste Prämisse ist es, die Literleistung und das Leistungsgewicht des V6-Dieselmotores zu verbessern sowie für zukünftige downgesizede ZKGs mit signifikant höheren Belastungen durch steigende Zünddrücke einen entsprechenden kostenneutralen Hochleistungswerkstoff zur Verfügung zu stellen. Ziel der Arbeit ist somit eine Erhöhung der Lebensdauer des aktuell eingesetzten Aluminium- Werkstoffs bei Dieselaggregaten primär im Bereich des Lagerstuhls. Durch gezielte Legierungsmodifikationen wird somit eine Erhöhung der Dauerfestigkeit bei gleichzeitiger Reduktion des irreversiblen Gusswachstums gefordert.

16 8 Stand der Technik und Grundlagen 2 Stand der Technik und Grundlagen Einführend in die Untersuchungen erfolgen Grundlagendokumentationen zum verwendeten Bauteil und dessen Herstellungsprozess, zum Werkstoff und dessen Gefügebestandteile sowie abschließend zur angewandten Spannungssimulation in Abaqus. Ausführliche Literaturrecherchen zum Stand der Technik werden hinsichtlich der Dauerfestigkeitserhöhung und Reduktion des irreversiblen Gusswachstums bei Aluminium-Legierungen sowie zu Fiederkristallen im Gussgefüge durchgeführt. 2.1 Zylinderkurbelgehäuse und Herstellungsprozess Basis für die Untersuchungen ist ein V6-Zylinderkurbelgehäuse (interne Bezeichnung: OM642) mit einem V-Winkel von 72 und einer maximalen geforderten Nennleistung von 220 kw für das Jahr 2015 bei einem Hubraum von 2987 cm³. Das Dieselzylinderkurbelgehäuse (Diesel-ZKG) findet seit dem Jahr 2005 Anwendung in den aktuellen PKW-Modellen C-, E-, S- und M-Klasse der Daimler AG. In der ZKG-Entwicklung werden unterschiedliche Bauarten und Konstruktionsmerkmale in Abhängigkeit zur Beanspruchung und zum Anwendungsbereich verwendet. Anhand des hier verwendeten ZKGs sollen die wichtigsten Begrifflichkeiten verdeutlicht werden. Das OM642-Aluminium-ZKG besitzt weit heruntergezogene Seitenwände, zwischen welchen der sog. Lagerdeckel (Grauguss) verschraubt wird. Diese im großen Umfang eingesetzte Bauweise bezeichnet man als Schürzenbauweise (Abb. 2-1). Weitere charakteristische Merkmale von ZKGs sind in der Zylinderlaufbahnbauweise und der Ausbildung des Wassermantels zu finden. Hinsichtlich der Zylinderlaufflächentechnologien wird zwischen den Konzepten monolithisch, quasimonolithisch und heterogen sowie bezüglich des Wassermantels zwischen den Bauweisen open-deck und closeddeck unterschieden. Monolithische ZKGs besitzen keine Zylinderlaufbuchsen und bestehen heute ausschließlich aus einer übereutektischen AlSi-Legierung. Als quasimonolitisch werden ZKGs mit beschichteter Zylinderlauffläche (z.b. thermisches Spritzschichten oder Lichtbogendrahtschweißen (LDS)) bezeichnet. Heterogene ZKGs besitzen als Zylinderlauffläche Graugussbuchsen. Dieses heterogene Konzept ist auch im OM642-Aluminium-ZKG zu finden. Da die Herstellung im Sandguss- Kernpaketverfahren und somit mit verlorenen Formen erfolgt, kann im Gegensatz zur open-deck Bauweise die wesentlich stabilere closed-deck Bauweise realisiert werden (Abb. 2-1 und 2-2)

17 Stand der Technik und Grundlagen 9 [ALU]. Die closed-deck Bauweise ist somit durch Gießverfahren ohne verlorene Formen aufgrund der vorhandenen Hinterschnitte nicht zu realisieren. Seitenwände Abb. 2-1: Schürzenbauweise (links); Wassermantelausbildung (rechts): a) closed-deck, b) open-deck aktuell mit verbundenen Zylinderrohren, c) open-deck herkömmlich mit frei stehenden Zylinderrohren [ALU, DAG] Abb. 2-2: Heterogenes OM642 Zylinderkurbelgehäuse aus einer Aluminiumsekundärlegierung in closed-deck Bauweise und weit heruntergezogenen Seitenwände in der Lagergasse [DAG] Für das Sandguss-Kernpaketverfahren oder CPS-Verfahren (Core-Package-System-Verfahren) wird die untereutektische Al-Sekundärlegierung DIN EN 1706 AC-AlSi 8 Cu 3 S T4 verwendet, welche für

18 10 Stand der Technik und Grundlagen die anstehenden Werkstoffmodifikationen und -untersuchungen als Basis dient. Diese Al-Legierung wird aktuell in der Serienproduktion des V6-Dieselzylinderkurbelgehäuses verwendet. Die Spezifikation der chemischen Zusammensetzung dieser Serienlegierung ist der Tabelle 2-1 zu entnehmen. Neben diesen Legierungselementen existieren in sehr geringen Mengen Verunreinigungen, welche für diese Untersuchungen nicht relevant sind und somit nicht weiter betrachtet werden. Tab. 2-1: Spezifikation der Serienlegierung in Massenprozent Si [%] Cu [%] Mg [%] Ti [%] Mn [%] Fe [%] min. 8,3 2,5 0,3 0 0,7*Fe 0,2 max. 9,3 3,5 0,45 0,13 0,5 0,55 Das Herstellungsverfahren des ZKGs wird in der Rubrik Urformen nach DIN 8580 (Abb. 2-3) dem sog. Sandformverfahren in der Unterrubrik Gießen mit verlorenen Formen zugeordnet. Fertigungsverfahren nach DIN Urformen 2. Umformen 3. Trennen 4. Fügen 5. Beschichten 6. Stoffeigenschaft ändern 1.1 Urformen aus flüssigen Zustand Gießen 1.2 Urformen aus dem plastischen Zustand 1.3 Urformen aus dem breiigen Zustand 1.4 Urformen aus dem körnigen o. pulverförmigen Zustand 1.5 Urformen aus dem span- oder faserförmigen Zustand 1.8 Urformen aus dem gas- oder dampfförmigen Zustand 1.9 Urformen aus dem ionisierten Zustand Form und Gießverfahren Gießen mit verlorenen Formen Handformen Gießen mit Maschinenformen Dauermodellen Maskenformen Vakuumformen Feingießen Gießen mit Vollformgießen verlorenen Modellen Druckgießen Gießen mit Kokillengießen Dauerformen Schleudergießen Stranggießen Spritzgießen Sandformverfahren Abb. 2-3: Einordnung des Sandformverfahrens in die Fertigungsverfahren nach [DIN 8580]

19 Stand der Technik und Grundlagen 11 Für die Herstellung des OM642-ZKGs sind 35 aus polyurethanharzgebundenem Quarzsand bestehende Einzelkerne notwendig. Innerhalb dieser selbsttragenden Kernpakete werden Kühlkokillen im Lagerstuhlbereich integriert, um extrem hohe Abkühlgeschwindigkeiten zur Realisierung von homogenen und fehlerfreien Gefügen zu erreichen (Abb. 2-4). Die Abkühlraten liegen hierbei im Bereich der Kühlkokillen über 4,5 K/s und außerhalb des Wirkungsbereichs bei ca. 1 K/s. Abb. 2-4: Innenansicht Sand-Kernpaket des V6-Diesel-ZKGs mit eingelegten Kühlkokillen (schwarz) (links) [MTZ]; 3D-Darstellung der Kühlkokillen (grün) pro Lagerstuhl (rechts) [NEM] Nach dem Abguss erfahren die ZKGs keine vollständige Wärmebehandlung. Es wird lediglich zur Entsandung eine Lösungsglühtemperatur von 485 C über 4 h mit anschließender Luftabkühlung bis zur Raumtemperatur aufgebracht. Die ZKG-Aluminiumlegierung liegt somit nach DIN EN 515 im lösungsgeglühtem und kaltausgelagertem T4-Zustand vor. Der mit am stärksten belastete ZKG-Bereich ist der Lagerstuhl. Nicht umsonst werden in diesem Bereich Kühlkokillen beim Abguss, Stahlschrauben sowie Gusseisen-Lagerdeckel zur Kompensation der extremen zyklischen und thermischen Belastungen im Betrieb verwendet. Nachteilig wirken sich die signifikant unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten zwischen Aluminium und Stahl bzw. Gusseisen aus. Aus diesem Grund liegt der Fokus bei der Legierungsoptimierung ausschließlich auf dem Bereich des hochbelasteten Lagerstuhls (Abb. 2-5).

20 12 Stand der Technik und Grundlagen Schrauben (10.9; M11) [Stahl DIN ; = 13*10-6 K -1 bei 20 C] Lagerdeckel [Gusseisen EN-GJS (Grauguss); = 9*10-6 K -1 bei 20 C] Lagerstuhl [Aluminiumlegierung AlSi 8 Cu 3 Mg 0,3 ; = 23*10-6 K -1 bei 20 C] Kurbelwellenlager Abb. 2-5: V6-Zylinderkurbelgehäuse mit unterschiedlichen Werkstoffpaarungen im Lagerstuhlbereich [DAG] 2.2 Aluminiumwerkstoff Das Kapitel Aluminiumwerkstoff enthält charakteristische Eckdaten des Metalls Aluminium hinsichtlich dessen Eigenschaften, Legierungszusammensetzungen, Erstarrungsmorphologien und Bruchverhalten Aluminium Herstellung, Bezeichnung und Eigenschaften Die heutige weltweite Vorgehensweise zur Gewinnung von Primäraluminium enthält zwei Prozessschritte in Form eines Bayer-Prozesses und einer Elektrolyse (Abb. 2-6). Bauxit 4-5 t Oxidfabrik (Bayer-Prozess) Aluminiumoxid 2 t Aluminiumhütte (Elektrolyse) Aluminium 1 t Abb. 2-6: Übersicht Primäraluminiumherstellung aus Bauxit [KAM]

21 Stand der Technik und Grundlagen 13 Der sogenannte Bayer-Prozess zur Gewinnung des für die Elektrolyse benötigten Aluminiumoxids besteht wiederum aus zwei Prozessschritten, wobei im ersten Schritt Aluminiumhydroxid und erst im zweiten Schritt das Aluminiumoxid hergestellt wird. Eine detaillierte Beschreibung der Prozessschritte sowie die hierfür benötigten Ressourcen und die dabei entstehenden Nebenprodukte kann in den ausgewählten Literaturstellen [KAM] und [ALT2] nachgelesen werden. Die Herstellung von Sekundäraluminium aus Abfällen und Schrott hat sich mittlerweile zu einem bedeutungsvollen Industriezweig etabliert. So decken die gewonnenen Sekundärlegierungen weltweit derzeit 30 % des Gesamtbedarfs an Aluminium. Ein Wertverlust der recycelten Aluminiumschrotte ist nicht vorhanden, da es bei der Wiederverwendung keine mengenmäßige Einschränkung gibt und somit eine Schrottrückführung von 100 % möglich ist [KAM]. Neben den beschriebenen Bezeichnungen Primäraluminium und Sekundäraluminium werden die Aluminiumwerkstoffe grundsätzlich in Knet- und Gusslegierungen aufgeteilt. Bei Knetlegierungen steht die plastische Verformbarkeit im Vordergrund, bei Gusslegierungen sind es das Formfüllungsvermögen und die Vergießbarkeit. Daher bestehen Unterschiede im Legierungsgehalt. Gusslegierungen weisen mit ca. 10 % - 12 % deutlich höhere Legierungsgehalte auf als Knetlegierungen (zumeist 1 % - 2 %, einzelne Legierungen auch bis 6 % oder 8 %) [KAM]. Grundsätzlich werden Knetlegierungen im festen Zustand mechanisch umgeformt, was hauptsächlich das Verschweißen von Poren und somit höhere mechanische Kennwerte zur Folge hat. Signifikant unterscheiden sich Gussstücke von Knetlegierungsprodukten wie folgt [ALT1]: a) In Gussstücken findet keine Rekristallation statt. Korngrößen bleiben auch nach einer Wärmebehandlung unverändert. b) Gussstücke beinhalten Gefügelücken wie Mikrolunker, Mikrorisse oder Gasporen. c) Im Gussgefüge sind größere zusammenhängende intermetallische Phasen vorzufinden. Dies hat zur Folge, dass ein Inlösunggehen der Gefügebestandteile im Verlauf einer Lösungsglühung wesentlich mehr Zeit in Anspruch nimmt. Das Aluminium selbst ist ein metallischer Werkstoff, welcher der Untergruppierung Nichteisenmetalle zugeordnet und grundsätzlich als Leichtmetall (Dichte < 4,5 g/cm³) bezeichnet wird [KAM, SCT]. Aluminium kommt in Verbindungen auf der Erde in einer Häufigkeit von 7,5 % bis 8 % vor und steht somit in größeren Mengen als Eisen zur Verfügung. Das Element Aluminium mit dem chemi-

22 14 Stand der Technik und Grundlagen schen Symbol Al wird in der 3. Gruppe des Periodensystems mit der Ordnungszahl 13 geführt. Aluminium ist ein silberweißes Leichtmetall, welches kubisch-flächenzentriert kristallisiert und bei ca C siedet. In folgender Tabelle 2-2 sind die wichtigsten physikalischen Eigenschaften von Al99,99 bei 20 C aufgelistet [KAM, VD5]. Weitere aluminiumspezifische Eigenschaften sind in [KAM] wiederzufinden. Tab. 2-2: Physikalische Eigenschaften von Aluminium Al99,99 bei 20 C [KAM, SCD] Chemisches Symbol Al Ordnungszahl 13 Relative Atommasse (Atomgewicht) 26,98154 Atomvolumen 9, m³/mol Gitteraufbau Kubischflächenzentriert Strukturtyp A1 Gitterkonstante a 0,40496 nm Koordinationszahl 12 kleinster Atomabstand Dichte Elastizitätsmodul Querkontraktionszahl (Poissonsche Zahl) 0,28635 nm 2,6989 g/cm³ 66,6 GPa 0,35 Schmelztemperatur 660,2 C

23 Stand der Technik und Grundlagen Aluminiumlegierungen Der in dieser Arbeit verwendete und bereits erwähnte Aluminiumwerkstoff kann nach der Norm DIN EN 1706 den folgenden aushärtbaren untereutektischen Aluminiumlegierungen zugeordnet werden [DIN EN 1706, HEW, KAM]: - EN AC [AlSi9Cu3(Fe)] (mit 1,3 % Fe und 0,05 % Mg) - EN AC [AlSi8Cu3] (mit 0,8 % Fe und 0,05 % Mg) - EN AC [AlSi7Cu3Mg] (mit 0,8 % Fe und 0,30 % Mg). Eine direkte Eingruppierung ist nicht möglich, da u.a. die wichtigen Nebenelemente wie Fe und Mg nicht mit den genormten Legierungen übereinstimmen. Die nachstehende Tabelle 2-3 gibt einen Überblick zu den jeweiligen mechanischen und physikalischen Eigenschaften der aufgelisteten genormten Legierungen und somit einen Anhaltspunkt für die Werkstoffkennwerte der eingesetzten Legierung und deren Modifikationen. Tab. 2-3: Legierungseigenschaften nach DIN EN 1706, S = Sandguss, P = Kokillenguss, D = Druckguss, F = Gusszustand [DIN EN 1706, HEW, KAM] Legierungsbezeichnung Numerisch EN AC EN AC EN AC Chemische Symbole EN AC- AlSi9Cu3(Fe) EN AC- AlSi8Cu3 EN AC- AlSi7Cu3Mg Gießverfahren D S / P / D P Werkstoffzustand F F F Mechanische Eigenschaften Brinellhärte HBS min / 75 / Dehngrenze R p0,2 [MPa] min / 100 / Zugfestigkeit R m [MPa] min / 170 / Bruchdehnung A 50mm [%] min. < Ermüdungsfestigkeit N = [MPa] min. - max Physikalische Eigenschaften Erstarrung [ C] min. - max Keine Angabe Thermische Längenausdehnung [10-6 /K] C E-Modul [MPa] Keine Angabe

24 16 Stand der Technik und Grundlagen Grundsätzlich enthält die Norm DIN EN 1706 Grenzwertangaben über die chemische Zusammensetzung von Aluminiumlegierungen für Gussstücke sowie die mechanischen Eigenschaften von abgegossenen Prüfproben aus diesen Legierungen. Die numerische Bezeichnung sowie das Bezeichnungssystem mit chemischen Symbolen sind in den Normen DIN EN 1780 Teil 1 und Teil 2 definiert [DIN EN 1706]. Zur Vollständigkeit sollen drei weitere wichtige Normen für Aluminiumwerkstoffe und dessen Legierungen und Erzeugnisse erwähnt werden. Hierbei handelt es sich um die Normen DIN EN und DIN EN 573 sowie um die bereits erwähnte Norm für Werkstoffzustände DIN EN 515 [DIN EN 1706, HEW, KAM]. Für die Veränderung von mechanischen Eigenschaften des Aluminiumwerkstoffs werden primär die im Folgenden dargestellten Legierungselemente eingesetzt. Zu den Hauptlegierungselementen des Aluminiumwerkstoffs zählen Kupfer (Cu), Magnesium (Mg), Mangan (Mn), Silizium (Si) und Zink (Zn). In geringeren Mengen sind die Elemente Chrom (Cr), Eisen (Fe) und Titan (Ti) sowie Spurenzusätze von beispielsweise Bor (B), Natrium (Na) und Strontium (Sr) zu finden [KAM, BAR]. Legierungselemente beeinflussen im großen Maße die Eigenschaften des Werkstoffs und deren Gefügeausbildungen. Mit Hilfe von Zustandsdiagrammen können die entsprechenden Zusammensetzungen ermittelt werden. Die gängigen Zustandsdiagramme zeigen Zusammensetzungen im thermodynamischen Gleichgewicht an und somit liegen unendlich lange Abkühl- bzw. Diffusionsprozesse zugrunde. In der Realität, speziell in den hier verwendeten Al-Legierungen in Verbindung mit Sandguss und eingesetzten Kühlkokillen, stellen sich diese Gleichgewichte nicht ein. Hierzu werden Ungleichgewichtsdiagramme benötigt, welche allerdings derzeit für binäre Systeme kaum und für ternäre und höhere Systeme aufgrund deren Komplexität nicht vorliegen [KAM]. Quaternäre oder höhere Zustandsdiagramme im thermodynamischen Gleichgewicht liegen aufgrund lückenhafter Untersuchungen ebenfalls kaum vor. Aus diesem Grund werden zu Mehrkomponentenlegierungen im Verlauf dieser Arbeit thermodynamische Berechnungen mit der angewandten Al-Legierung durchgeführt, um detaillierte Erkenntnisse zur Zusammensetzung insbesondere der Ausscheidungen zu gewinnen. Um Erkenntnisse darüber zu bekommen, welche Legierungselemente in der verwendeten Al-Legierung sinnvoll verändert werden können, erfolgt eine Darstellung der Legierungselementeinflüsse im Zweistoffsystem im Hinblick auf die Gießbarkeit, Gefügeausbildung sowie statischen Kennwerte. Betrachtet werden hierbei primär die Hauptlegierungselemente Si, Cu und Mg. Die Beeinflussung der Dauerfestigkeit sowie die Abhängigkeiten zum irreversiblen Gusswachstum werden in den nachfolgenden Kapiteln 2.3 und 2.4 dokumentiert.

25 Stand der Technik und Grundlagen 17 Als Basis für Aluminiumgusslegierungen dient Silizium als Hauptlegierungselement, wobei ab einem Si-Gehalt von 5 % sehr gute Gießeigenschaften erreicht werden. Silizium verbessert somit mit zunehmendem Gehalt das Fließverhalten sowie das Formfüllvermögen durch Reduktion der Oberflächenspannungen in der Schmelze. Die Gasaufnahme der Schmelze wird ebenfalls mit zunehmendem Si- Gehalt reduziert. Zusätzlich dehnt sich das Silizium während des Erstarrungsvorgangs aus, wodurch der Bauteilschrumpfung entgegengewirkt werden kann [SC9, OST, ALU]. Der Vorgang der Gefügeausbildung der binären AlSi-Verbindung wird im Folgenden mit Hilfe der Abbildung 2-7 dokumentiert. Abb. 2-7: Phasendiagramm einer binären AlSi-Legierung [KAM] Die eutektische Gefügezusammensetzung einer AlSi-Verbindung wird bei einem Si-Gehalt von 12,5 % erreicht. Im untereutektischen Bereich besitzen die Al-Mischkristalle lediglich einen gelösten Si- Anteil von 1,65 %. Diese primären Mischkristalle bilden sich bis zum Erreichen der Solidustemperatur (577 C) dendritisch aus. Unterhalb der Solidustemperatur erstarrt die Restschmelze zu einem Eutek-

26 18 Stand der Technik und Grundlagen tikum mit AlSi-Mischkristallen und reinen Si-Kristallen. Im Gegensatz hierzu erfolgt im übereutektischen Bereich eine reine Siliziumkristallbildung bei abschließender eutektischer Erstarrung der Restschmelze. Bezüglich der sekundären Dendritenarmabstandswerte (SDAS-Werte) wird dieser durch zunehmende Si-Gehalte trotz möglicher vorhandener hoher Abkühlgeschwindigkeiten signifikant reduziert. Dieser Effekt wird durch die größere konstitutionelle Unterkühlung bei steigendem Si-Gehalt hervorgerufen [SC9, DJ7, DJ9, ANY]. Die Mischkristallverfestigung durch Si-Anteile bewirkt im Gegensatz zur Morphologie der Si-Kristalle einen vernachlässigbaren Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften. Mit zunehmendem Si-Gehalt verändern sich die Mischkristalleigenschaften ebenfalls nicht, da die Mischkristallbildung durch die maximale Löslichkeit von 1,65 % Si begrenzt wird. Grundsätzlich bilden sich bei langsamer Erstarrung nadel- oder plattenförmige Si-Kristalle aus, weshalb eine Versprödung der Matrix stattfindet. Die nadeligen und somit kerbintensiven Si-Kristalle reduzieren somit die mechanischen Festigkeiten [SC9, ALT3, OST, KAM]. Darüber hinaus verursacht nach [ALU] ein zunehmender Si-Gehalt eine abnehmende Bruchdehnung bei vernachlässigbarer Beeinflussung der Zugfestigkeiten. Das zweite Hauptlegierungselement Kupfer bewirkt analog zum Legierungselement Silizium eine Verhinderung der Bauteilschrumpfung sowie die Gasaufnahme der Schmelze. Negativ wirkt sich bei zunehmendem Cu-Gehalt die erhöhte Neigung zur konstitutionellen Unterkühlung aus, weshalb gute Fließeigenschaften bei Al-Cu-Gusslegierungen nicht vorzufinden sind. Aus diesem Grund befinden sich oft lediglich Cu-Gehalte bis 4,5 % in der Legierung. Um die harten intermetallischen Phasen und späteren Ausscheidungen Al 2 Cu in Grenzen zu halten, werden Cu-Gehalte nicht über 5,7 % zulegiert. Eine gegenseitige Beeinflussung zwischen Cu und Si bezüglich der Löslichkeit im Al-Mischkristall ist nicht bekannt [KAM]. Bezüglich der Gefügeausbildung bewirkt ein zunehmender Cu-Gehalt abnehmende Korngrößen sowie analog zum Si-Gehalt eine Reduktion des SDAS-Wertes [DJ7, DJ9, ANY, SC9]. Die statischen Kennwerte werden durch die Zulegierung von Kupfer in Form von zunehmenden Festigkeiten bei paralleler Abnahme der Duktilität unter Bildung der bereits erwähnten Ausscheidung Al 2 Cu stark beeinflusst. Sind bei hohen Betriebstemperaturen hohe Warmfestigkeiten gewollt, erweist sich Cu als ein wichtiges Legierungselement [SC9, ALT3, OST, KAM].

27 Stand der Technik und Grundlagen 19 Das dritte Hauptlegierungselement Magnesium besitzt eine hohe Affinität zu Silizium. Al- Gusslegierungen können bis zu 10 % Magnesium enthalten. Bei zunehmendem Mg-Gehalt wird zum einen eine gute Gießbarkeit durch das Abbinden von Si zu Mg 2 Si-Phasen sowie zum anderen die Wärmeleitfähigkeit verringert, was somit geringere Abkühlraten zur Folge hat. Die Löslichkeit des Magnesiums im -Mischkristall beträgt lediglich 2,9 % bei 200 C. Die Gefügestruktur wird bei hohen Abkühlraten durch die Zulegierung von Mg kaum beeinflusst. Bezüglich des SDAS-Wertes werden somit keine beeinflussenden Wirkungen detektiert. Lediglich eine geringe kornfeinende Wirkung sowie eine Beeinflussung in Größe und Anzahl der Fe-haltigen Phasen kann bei zunehmenden Mg- Gehalten festgestellt werden [ANY, DJ7, SC9]. Bei niedrigerem Mg-Gehalt (0,4 % Mg) bilden sich fast ausschließlich kleine -Phasen-Platten, deren Größe weitgehend unabhängig vom SDAS-Wert ist. Bei höherem Mg-Gehalt (0,7 % Mg) bilden sich große -Phasen, welche mit zunehmendem SDAS- Wert wachsen [WAN]. Magnesium bildet mit Aluminium Substitutionsmischkristalle, wodurch sich Spannungen im Kristallgitter einstellen und somit die statischen Zugfestigkeiten mit zunehmendem Mg-Gehalt bis 5 % signifikant erhöht werden können. Bei einem Mg-Gehalt unterhalb 1 % bewirken abnehmende Mg-Gehalte einen starken Anstieg der Bruchdehnung [KAM]. Bei Anwesenheit von Si entsteht die bereits erwähnte Mg 2 Si-Phase, wodurch hohe Zugfestigkeits- und Dehnungskennwerte eingestellt werden können [SC9, KAM]. Zusammenfassend kommt man zu der Erkenntnis, dass sich bei zunehmenden Siliziumgehalten über 5 % eine äußerst gute Gießbarkeit einstellt. Gegensätzlich hierzu verhalten sich die Legierungselemente Cu und Mg. Die Gießbarkeit wird dabei nur bei abnehmenden Anteilen begünstigt. Bezüglich der Gefügeausbildung mit Fokus auf die Beeinflussung des SDAS-Wertes kommt man grundsätzlich zu dem Ergebnis, dass Si und Cu im Gegensatz zu Mg mit zunehmenden Gehalten den SDAS-Wert signifikant reduzieren. Begründet wird dies durch die erheblichen Unterschiede in der Löslichkeit im Al- Mischkristall. Gut lösliche Elemente wie Mg bewirken somit vernachlässigbare SDAS-Wertreduktionen [ANY, DJ9]. Geringe Bruchdehnungen werden durch zunehmende Si-Gehalte, zunehmende Cu-Gehalte aufgrund verstärkter Bildung von Al 2 Cu-Phasen sowie zunehmende Mg-Gehalte durch verstärkte Bildung von Mg 2 Si-Phasen verursacht Erstarrungsmorphologie von Dendriten und Fiederkristallen Um die hier verwendeten Al-Legierungen bezüglich der Erstarrungsmorphologie einordnen zu können, wird anhand des Begriffs sekundärer Dendritenarmabstand und die damit verbundenen Erstarrungsformen von Gusslegierungen ein Überblick vermittelt.

28 20 Stand der Technik und Grundlagen Für die Gefügestruktur sind die Abkühlgeschwindigkeit aus der Schmelze bis zur vollständigen Erstarrung, die Legierungszusammensetzung sowie die Schmelzebehandlung die wichtigsten Einflussfaktoren für deren Ausbildung. Die sich in den verwendeten Al-Legierungen bildenden Dendritenstrukturen können lediglich in unterkühlten Schmelzen entstehen, wobei zwischen thermischer und konstitutioneller Unterkühlung (durch Konzentrationsunterschiede) unterschieden werden muss [HA3]. Ein Auszug aus den Untersuchungsergebnissen von S. Engler [ENG1] zu der Erstarrungsmorphologie von AlSi-Gusslegierungen ist in Tab. 2-4 ersichtlich. Die skizzierten Erstarrungsarten und deren Ablauf sind in Abbildung 2-8 anschaulich dargestellt. Tab. 2-4: Erstarrungsmorphologie von Aluminium-Gußwerkstoffen (Kokillen- und Sandguß) [HA3, ENG1] Erstarrungsmorphologie Werkstoff Kokillenguß Sandguß AlSi 5 schwamm-breiartig breiartig AlSi 9 schwamm-breiartig breiartig AlSi 12 rauhwandig bis endogenschalenbildend breiartig bis endogenschalenbildend AlSi 12 veredelt glattwandig glattwandig Abb. 2-8: primäre Erstarrungsformen von Gusslegierungen [HA3] Aufgrund der Kombination von Sandguss mit integrierten Kühlkokillen im Lagerstuhlbereich, ist die primäre Erstarrung der hier vorliegenden Basislegierung AlSi 8 Cu 3 nicht eindeutig einer Erstarrungsart

29 Stand der Technik und Grundlagen 21 zuzuordnen. Vielmehr kann von mehreren parallel ablaufenden Erstarrungsvorgängen ausgegangen werden. Im Randbereich der Kühlkokillen bildet sich eine exogen-rauhwandige Erstarrungsfront mit gerichtetem Korn- und Dendritenwachstum. Dies bewirkt eine sehr zerklüftete Grenzfläche zur Schmelze. Parallel hierzu besteht die Annahme einer endogen-breiartigen Erstarrung im zentralen Werkstückereich, welche mit zunehmender Erstarrungsdauer auf die von der Kühlkokille ausgehende Erstarrungsfront trifft. Diese Annahme liegt nahe, wenn man bei Sekundärlegierungen die unzähligen Verunreinigungen als keimbildend betrachtet. In beiden Fällen sind somit Keime zur Bildung dendritisch geprägter Körner notwendig [BUE, ENG1, VD5]. Zum dendritischen Kristallwachstum kommt es aufgrund des sinkenden Lösungsvermögens an der Kristallerstarrungsfront zur Legierungselementausscheidungen. Durch Konzentrationsunterschiede aufgrund Entmischungsvorgänge (Mikroseigerungen) erfolgt eine konstitutionelle Unterkühlung, wodurch die örtliche Erstarrungstemperatur der Schmelze verringert und eine unebene Erstarrungsfront die Folge ist. An die bereits erstarrten Bereiche kristallisieren nun abschließend die Bereiche mit geringer Elementkonzentration [HA3, ALT3, OST, VD3]. Die Hauptwachstumsrichtung der Dendriten liegt parallel entgegengesetzt zu der Wärmeflussrichtung. Durch weitere Konzentrationsverschiebungen während des Wachstums bilden sich aus den primären Dendritenarmen die sogenannten sekundären Dendritenarme (Abb. 2-9). Ein Gusskorn wird durch das Zusammentreffen der primären Dendritenarme eines weiteren Korns begrenzt [HA3, ALT3, OST]. Abb. 2-9: Strukturzusammenhänge eines Gussgefüges; DAS SDAS [OST]

30 22 Stand der Technik und Grundlagen Neben dem nach Engler beschriebenen Dendritenbildungsmechanismus konstitutionelle Unterkühlung und heterogene Keimbildung vor der Erstarrungsfront existieren weitere Erstarrungstheorien, auf welche an dieser Stelle aufgrund der Plausibilität und zu vorliegendem Gussprinzip passende erste Theorie nicht weiter eingegangen wird [BUE]. Hierzu ist eine detaillierte Übersicht inklusive umfangreicher mathematischer Berechnungen des Dendritenwachstums in [ENG2] zu finden. Ein weiterer, eher seltener Gefügebestandteil in Aluminiumsandgusslegierungen sind die in den für diese Untersuchungen abgegossenen Legierungen vorzufindenden Fiederkristalle. Zur Thematik Fiederkristalle existieren viele Literaturstellen im Bereich des Stranggusses. Im Bereich des Formengusses, insbesondere in Verbindung mit Sandguss, sind äußerst selten detaillierte Untersuchungen zu finden. Primär enthalten diese Fiederkristalluntersuchungen Theorien zur Entstehung und kristallografischen Orientierung. Wenige Untersuchungen beschäftigen sich mit gezielter Züchtung von Fiederkristallen durch beispielsweise Magnetfelder oder Kornfeinungzusätze. Untersuchungen bezüglich der Beeinflussung von mechanischen Eigenschaften, insbesondere die Dauerfestigkeit, existieren zum heutigen Stand nicht. Zum Verständnis des Gefügemerkmals Fiederkristall wird im Folgenden ein Querschnitt zum aktuellen Wissensstand primär aus dem Bereich Strangguss dokumentiert. Die Ermittlung von Einflüssen auf mechanische Eigenschaften wird im Rahmen dieser Arbeit durchgeführt. Eine Darstellung der Fiederkristalle (engl.: feather crystals) aus einer stranggegossenen Aluminiumlegierungen ist in Abbildung 2-10 zu erkennen. 200µm 50µm Abb. 2-10: Fiederkristalle in einer stranggegossenen Aluminiumlegierung [HEN9]

31 Stand der Technik und Grundlagen 23 Der grundsätzliche und charakteristische Unterschied zwischen normalen Dendriten und Fiederkristallen ist die Richtungsänderung der sekundären Dendritenarme beim Wachstum von [100] in [110] Richtung [AUS, FRE, GRU]. Hierbei schließen die sekundären Dendritenarme des Fiederkristalls einen Winkel zwischen 54 und 60 zum Dendritenhauptstamm ein [ORD, TUR]. Eine stark vereinfachte Darstellung ist in Abbildung 2-11 dokumentiert. [100] [100] [010] [110] Abb. 2-11: Unterschied zwischen normalem Dendrit (links) und Fiederkristall (rechts) Eine gefestigte Aussage für dieses Phänomen ist nicht zu finden. Es wird davon ausgegangen, dass die Fiederkristallentstehung schlicht auf Stapelfehler zurückzuführen ist [AUS]. Eine weitere Aussage aus einer sehr umfangreichen Dissertationsschrift bezieht sich auf die Anisotropie der Oberflächen. Demnach kann ein Richtungswechsel der sekundären Dendritenarme durch eine Änderung in der geringen Anisotropie der Oberflächenspannung verursacht werden. Hierfür sind die hexagonal strukturierten Legierungselemente wie Zink, Magnesium oder Titan verantwortlich [HEN8, HEN9]. In weiteren Arbeiten wird die Theorie des Einflusses von hexagonal strukturierten Legierungselementen auf die Fiederkristallbildung widerlegt. Hierfür wird das Wachstum von Fiederkristallen in den binären Aluminiumlegierungen Al-Zn, Al-Mg, Al-Cu und Al-Ni untersucht. Die thermischen Erstarrungsbedingungen sind für alle Varianten im Bereich von 10 C/s. In allen Legierungen werden Fiederkristalle nachgewiesen, was den Schluss zulässt, dass die Fiederkristallbildung unabhängig von Legierungselementen ist und darüber hinaus kein Unterschied zwischen hexagonalen (Zn und Mg) oder kubischflächenzentrierten (Ni und Cu) Gitterstrukturen besteht [ORD]. Unter Variation der Siliziumgehalte und Abkühlgeschwindigkeiten wird in einer weiteren Ausarbeitung die Fiederkristallbildung in Aluminiumwalzblöcken untersucht. Kernaussage dieser Untersuchung ist, dass ein Fiederkristallvorkommen nur bei Siliziumgehalten zwischen 1,5 % und 5 % sowie einer Abkühlgeschwindigkeit

32 24 Stand der Technik und Grundlagen zwischen 10 K/s und 23 K/s festgestellt werden kann. Bei geringeren oder höheren Siliziumgehalten oder Abkühlgeschwindigkeiten werden keine Fiederkristalle festgestellt [ANA]. Dem gegenüber steht die Feststellung in der Ausarbeitung von [AUS]. Demnach gibt es keine Hinweise darauf, dass bestimmte Legierungszusätze oder -mengen Fiederkristallbildung oder globulitische Kornbildungen bevorzugt verursachen. Bezüglich der Legierungselement-, intermetallischen Phasen- oder Ausscheidungskonzentrationen in Fiederkristallbereichen kommt man zu der Erkenntnis, dass diese dort nicht vorkommen [ALT1]. Zusätzlich sollen sich dort keine Verunreinigungen befinden. Im Rahmen dieser Aussage wird des Weiteren festgehalten, dass bei einer nachträglichen Wärmebehandlung ein Auftreten von Ausscheidungen an Fiederkristallen ab einer Homogenisierungstemperatur von 540 C und 8 h festgestellt wird. Bei niedrigeren Temperaturen kann dies nicht beobachtet werden. In diesem Zusammenhang wird die Aussage getroffen, dass sich Gefügestrukturen mit Fiederkristallen wesentlich schwerer und langsamer rekristallisieren lassen als globulitische Gefügestrukturen der gleichen chemischen Zusammensetzung [AUS]. Im Gegensatz zu den bisher aufgeführten, teilweise kontroversen Erkenntnissen beinhalten die folgenden Aussagen bisher unwiderlegte Feststellungen. In Untersuchungen mit Rundbarren kommt man zu der Erkenntnis, dass die Fiederkristallbildung durch hohe Gießtemperaturen begünstigt wird, aber durch Einhalten der Gießtemperatur < 20 C über der Liquidustemperatur sowie durch Kornfeinungsmitteln wie Ti-B verhindert werden kann [ALT1, CHO]. Überschreitet man die kritische Schmelztemperatur, so werden die kornfeinenden Partikel zerstört, wodurch folglich Fiederkristallbildungen begünstigt werden. Darüber hinaus wird die Vermutung geäußert, dass das Legierungselement Cr die Bildung kornfeinender Bindungen wie TiAl 3 und TiB 2 verhindert und somit signifikant die Fiederkristallbildung gefördert wird [ROT, CHO]. Grundsätzlich sollen sich Fiederkristalle schneller als das umliegende Material entwickeln und zählen somit zu den Kristallen, welche in der Schmelze als Erstes im festen Zustand vorliegen [ALT1, AUS]. Entwickeln können sich Fiederkristalle in Reinaluminium sowie in Al-Legierungen in beliebiger Richtung und somit unabhängig von der Wärmeabfuhrrichtung. Primär für die Bildung der Fiederkristalle sind demnach hohe Abkühlgeschwindigkeiten verantwortlich [PAM, AUS, HEN8, ROT]. Untersuchungen zur Bildung von Fiederkristallen mit Hilfe von Magnetfeldern ergeben, dass sich die Fiederkristalle ausschließlich im Bereich des Magnetfeldes bilden, außerhalb lediglich globulitische und stängelartige Körner vorhanden sind. Darüber hinaus bilden sich auch im Bereich des Magnetfeldes vereinzelt globulitische Körner, welche durch die Fiederkristalle in dessen Wachstum behindert

33 Stand der Technik und Grundlagen 25 werden [LIL, DAJ]. Festgestellt wird auch, dass sich Fiederkristalle nur bilden können, wenn an der Erstarrungsfront keine Strömungsturbulenzen vorkommen, also eine stark beruhigte Schmelze vorliegt [DAJ, ROT]. Bezüglich der mechanischen Kennwerte liegen ausschließlich Ergebnisse zu Mikrohärtewertmessungen vor. Nach diesen Ergebnissen ergeben sich in Aluminiumknetlegierungen messbare Unterschiede zwischen fiederkristallreichen und fiederkristallfreien Bereichen. Dabei weisen die Fiederkristallbereiche zwischen 10 % - 35 % höhere Härtewerte, insbesondere in der Symmetrieebene auf [PAM] Bruchverhalten von Al-Legierungen bei Dauerfestigkeitsbelastung Ein Auszug zum Bruchverhalten von duktilen Aluminiumlegierungen unter Dauerfestigkeitsbeanspruchung bei erhöhten Temperaturen wird im Folgenden präsentiert, um die Bruchmechanismen bezüglich der Fiederkristalle bei Dauerfestigkeitsprüfproben erörtern zu können. Der eigentliche Versetzungsvorgang im Werkstoff bis zum endgültigen Bruch wird durch zusätzliche thermische Belastungen begünstigt und bewirkt somit eine besser plastische Verformbarkeit. Charakteristisch für solche Brüche sind gleichmäßige Wabenstrukturen auf der Bruchfläche (transkristalliner Bruchverlauf). Die Wabenstrukturen bilden sich aufgrund der zähen Korngrenzen, welche sich zunehmend Einschnüren und schließlich zum Bruch führen (Abb. 2-12) [SCP]. Abb. 2-12: Wabenstruktur auf einer HCF-Probenbruchfläche einer duktilen Al-Legierung [SCP]

34 26 Stand der Technik und Grundlagen Die Wabentiefen sind dabei ein Maß für die Bruchzähigkeit der Werkstoffmatrix. Die bei der plastischen Verformung herrschenden Spannungen und die daraus resultierenden Relativbewegungen vor dem Bruch bestimmen die Wabenausrichtung. Zugkräfte verursachen aufrechte in Kraftrichtung orientierte Waben [ENL]. Neben der Duktilität des Werkstoffs kann man mit Hilfe der Wabengrößen auf die eingeschlossenen Fremdpartikelgrößen schließen [OST]. Rissbildungen an schwingend beanspruchten Werkstoffproben erfolgen meist an oberflächennahen Gefügebestandteilen wie Verunreinigungen oder Poren [AUR]. Bezüglich der Rissausbreitung existieren viele Theorien. Im Folgenden wird deshalb lediglich exemplarisch auf die Theorie nach Forsyth [AUR] eingegangen, da diese als plausibel und für die in dieser Ausarbeitung untersuchten Dauerfestigkeitsbrüche als zutreffend erachtet wird. Die Rissausbreitung kann demnach in zwei Stadien eingeteilt werden (Abb. 2-13). Im Stadium I erstreckt sich der Riss häufig nur über ein Korn. Die Rissausbreitung erfolgt in diesem Stadium sehr langsam mit wenigen Mikrometer je Lastwechsel. Im Stadium II liegt die Rissebene senkrecht zur größten Hauptnormalspannung. Die Ermüdungsbruchfläche ist relativ glatt, die Restbruchfläche dagegen sehr rau und uneben. Anhand der Ermüdungsbruchfläche lässt sich die Rissausbreitungsgeschwindigkeit ableiten. Demnach ist bei einer glatten und dunklen Oberfläche die Rissausbreitungsgeschwindigkeit gering, wogegen bei hellen und rauen Oberflächen von sehr hohen Rissausbreitungsgeschwindigkeiten ausgegangen werden kann [AUR, SCP, MUE]. Abb. 2-13: Theoretisches Schwingbruchverhalten nach Forsyth [AUR]

35 Stand der Technik und Grundlagen Dauerfestigkeit von Aluminium-Gusslegierungen Die nachfolgende Literaturrecherche dokumentiert den aktuellen wissenschaftlichen Stand über die Abhängigkeiten diverser Gefügekenngrößen zueinander sowie deren Einflüsse auf die statischen wie zyklischen Kennwerte. Mit den ermittelten Korrelationen sollen abschließend Legierungsmodifikationen hinsichtlich erhöhter Dauerfestigkeiten bei gleichzeitiger Reduktion des irreversiblen Gusswachstums möglich sein. Der Fokus liegt hierbei auf der Fragestellung, ob hierfür hohe Bruchdehnungen oder hohe Festigkeiten benötigt werden. Für die Charakterisierung von Al-Sandgusslegierungen hinsichtlich deren Dauerfestigkeit werden somit die bestimmenden Kenngrößen ermittelt und untersucht. Um einen umfassenden Überblick zu bekommen, werden im ersten Schritt folgende ermittelte Gefügekenngrößen und deren Abhängigkeiten zum SDAS-Wert sowie im zweiten Schritt deren Einflüsse auf die statischen Kennwerte literarisch betrachtet [ZHA0]: - Sekundärer Dendritenarmabstand (SDAS) - Porosität - Korngrößen - Si-Körner - Intermetallische Phasen - Oxide - Gleitbänder - Korngrenzen - Legierungselemente Im dritten und letzten Schritt werden die Einflussmöglichkeiten der Hauptlegierungselemente sowie die Abhängigkeiten der Gefügekenngrößen und statischen Kennwerte zum Dauerfestigkeitswert dokumentiert, um abschließend sinnvolle und plausible Legierungsmodifikationen ableiten zu können. Da Aluminiumlegierungen im Gegensatz zu Stahl eine stetig fallende Wöhler-Kurve aufweisen, muss an dieser Stelle eine Definition der Grenzschwingspielzahl für die Dauerfestigkeit erfolgen. Im Allgemeinen bezeichnet man Werkstoffe, welche 10 6 Schwingspiele ertragen, als dauerfest [BAR]. Für die im Rahmen dieser Arbeit untersuchten Al-Legierungen wird die Dauerfestigkeit bei Erreichen von 10 7 Schwingspielen festgelegt.

36 28 Stand der Technik und Grundlagen Abhängigkeiten SDAS-Wert Gefügekenngrößen Die Abkühlbedingungen stellen während des Giessprozesses einen signifikanten Einflussfaktor bezüglich der Gefügeausbildung dar und beeinflussen primär die Ausbildung des sekundären Dendritenarmabstandes. Für die primäre Beeinflussung des SDAS-Wertes werden die Hauptfaktoren Erstarrungszeit, Temperaturgradient, Kühlrate, Legierungszusammensetzung und Flüssigmetallbehandlung detektiert [RAD, DJ9]. Zur Abhängigkeit der Abkühlgeschwindigkeit zum SDAS-Wert finden sich unzählige wissenschaftliche Ausarbeitungen, welche durchgehend zu denselben Resultaten kommen. Stand der Technik ist, dass mit zunehmender Erstarrungszeit sowohl der Dendritenarmabstand, die Ausdehnungen der intermetallischen Phasen als auch die Porosität hinsichtlich Größe und Volumen zunehmen. Diese Gefügemerkmale haben wiederum einen quantitativen Einfluss auf die Festigkeitseigenschaften [RAD, ZHA0, TOD, WIE, HAF, FEI, PAB4, BAI]. Eine weitere Aussage beinhaltet, dass eine hohe Abkühlgeschwindigkeit eine Verfeinerung der Korngröße und eine Modifikation der Siliziumpartikel zur Folge hat [DJ9]. Mit der Gleichung (1) wird die Abhängigkeit des SDAS-Wertes von der Abkühlgeschwindigkeit dargestellt: n1 1 a1 T bzw. b t 1 1 n1 F (1) 1 = durchschnittlicher SDAS-Wert in µm = durchschnittliche Erstarrungsrate in K/s t F = durchschnittliche lokale Erstarrungszeit in s a 1, b 1, n 1 = Konstanten, die von unterschiedlichen Systemparametern abhängen. Hierzu gibt es umfangreiche und wesentlich komplexere Formeln zur Berechnung der SDAS-Werte u.a. unter Berücksichtigung der Lösungshitze, Diffusionskoeffizient von fest nach flüssig und Festkörperdichte. Allerdings hat sich in umfangreichen Untersuchungen herausgestellt, dass bereits mit Gleichung (1) realitätsnahe SDAS-Werte ermittelt werden können. Zur Ermittlung der legierungsabhängigen Konstanten in Gleichung (1) wird basierend auf 35 Untersuchungen legierungsübergreifend ein jeweiliger Mittelwert mit folgenden Zahlenwerten bestimmt [ANY]: a 1 = (41,98 ± 1,98) : n 1 = -0,335 ± 0,013 b 1 = (11,32 ± 0,99) t F : n 1 = 0,349 ± 0,018.

37 Stand der Technik und Grundlagen 29 Diese Werte stimmen mit den in weiteren Literaturstellen definierten identischen Gleichungen und Konstanten überein [PAB9, WIC, WAN]. In weiteren Ausarbeitungen wird anhand eines Phasendiagramms und Untersuchungen mit unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten auf das Erreichen eines geringeren SDAS-Wertes eingegangen. Demnach wird die Morphologie der Dendriten und des Eutektikums von den Kristallisationsparametern (lokale Erstarrung bzw. Abkühlgeschwindigkeit) und der Legierungszusammensetzung geprägt. Durch eine schnellere Abkühlung wird die Verweildauer im Zweiphasengebiet zwischen der Liquidus- und Solidustemperatur erheblich verringert, weshalb sich ein feineres Gefüge und vor allem mehr Dendriten ausbilden können. Des Weiteren wird festgestellt, dass sich ein Gradientengefüge, d.h. unterschiedliche Dendritenarmabstände in Abhängigkeit von der Entfernung zur Kühlkokille, ausbildet [PAB4, PAB9, GUO]. Ein weiterer Zusammenhang wird zwischen der Abkühlgeschwindigkeit und dem Eisengehalt festgestellt. Demnach nimmt mit abnehmender Abkühlgeschwindigkeit die Eisenkonzentration im betrachteten Werkstoffbereich zu. Eine phänomenologische Erklärung für diese Entdeckung bleibt allerdings aus [TOR]. Bezüglich der Porositäten in Al-Legierungen sind ebenfalls diverse wissenschaftliche Untersuchungen zu finden. Ausnahmslos kann ein direkter Zusammenhang zwischen dem SDAS-Wert und der Porosität des Gefüges festgestellt werden. Grundsätzlich kommt man zu der Aussage, dass die Porosität mit kleineren SDAS-Werten geringer wird. Da der SDAS-Wert mit der Abkühlgeschwindigkeit korreliert, hängt somit die Porengröße und -anzahl indirekt ebenfalls von der Abkühlgeschwindigkeit ab [ZHA0, WIC, BAI]. Untersuchungen mit variierten Kühlkokillendicken zeigen einen direkten Zusammenhang zwischen der Porosität und der Kühlkokillendicke und somit zur Abkühlgeschwindigkeit. Je dicker somit eine Kühlkokille gewählt wird, umso besser ist die Verdichtung des Materials. Mit Verdichtung wird in diesem Fall die Reduzierung der Lunker- und/oder Porenanteile beschrieben [GUO]. Ein linearer Zusammenhang zwischen der Porengröße und dem SDAS-Wert ist zusätzlich in [ZHA9] dokumentiert.

38 30 Stand der Technik und Grundlagen Hinsichtlich der Korrelation von Korngröße zum SDAS-Wert werden in der Literatur wenige und kaum eindeutige sowie meist widersprüchliche Ergebnisse präsentiert. Einige wissenschaftliche Ausarbeitungen kommen zu dem Schluss, dass im Gegensatz zu der Korrelation zwischen Porosität und SDAS-Wert und somit zur Abkühlgeschwindigkeit keine Korrelation zwischen Korngröße und der Abkühlgeschwindigkeit besteht [ZHA0, MIN, BAI]. Gegensätzlich steht die Aussage, dass eine hohe Abkühlgeschwindigkeit eine Verfeinerung der Korngröße, eine Modifikation der Siliziumpartikel und eine Verringerung des sekundären Dendritenarmabstandes zur Folge hat. Belegt wird diese Aussage mit den Untersuchungen zu Kornfeinungszusätze in Al-Legierungen. Mit zunehmendem Ti-Gehalt nimmt der SDAS-Wert ab. Es kann eine optimale Ti-Menge bezüglich des geringsten SDAS-Wertes mit 0,12 % ermittelt werden [DJ9]. In den weiteren Untersuchungen wird detailliert auf die Korrelation zwischen der Kornfeinung und dem SDAS-Wert eingegangen. Demnach bewirkt die Zugabe von Ti und B eine Veredelung der Korngröße und der SDAS-Werte. Nur Ti oder B wirken sich unterschiedlich aus, wobei der Einfluss des Bors nicht erwähnt wird. Bezüglich des Ti-Gehalts wird erwähnt, dass dieser ab 0,13 % keine Korngrößenänderungen bewirkt. Bis zu einem Ti-Gehalt von 0,13 % nimmt die Korngröße stark ab. Bezüglich der SDAS-Werte kann somit festgestellt werden, dass ein Ti-Gehalt von 0,11 % den SDAS-Wert entscheidend reduziert. Bei Verwendung eines AlTiC- Kornfeiners werden des Weiteren reduzierte SDAS-Werte nachgewiesen [BAN, YUL]. Ein indirekter Zusammenhang wird in der Abhängigkeit der Si-Körner zum SDAS-Wert bzw. der Abkühlgeschwindigkeit ermittelt. Höhere Abkühlgeschwindigkeiten beeinflussen eher die Größe und den Abstand der Si-Körner als deren Ausprägungen (Längenverhältnisse) und Morphologie. Daraus resultiert eine Unabhängigkeit der Morphologie der Si-Körner von der Abkühlgeschwindigkeit [HAF]. Anhand metallografischer Untersuchungen wird festgestellt, dass sich das Silizium-Gefüge bei Abguss mit der Kühlkokille und somit bei erhöhter Abkühlgeschwindigkeit in geringer Größe fein ausgebildet hat. Darüber hinaus wird auch hier festgestellt, dass sich neben der Verringerung des Dendritenarmabstandes auch der Abstand des Si-Eutektikums verringert hat [PAB9, TOR]. Bei bereits veredelten Al-Legierungen sind keine Korrelationen zwischen der Si-Korngröße und dem SDAS zu detektieren [WAN]. Bezüglich einer möglichen Korrelation zwischen den intermetallischen Phasen und dem SDAS-Wert liegen wenig aussagekräftige Literaturstellen vor. Es wird lediglich festgestellt, dass sich bei feinen SDAS-Werten kleine intermetallische Phasen bilden und die Größe und Längen- zu Dickenverhältnissen der plattenförmigen intermetallischen -Phasen proportional zum SDAS-Wert und zum Fe-Gehalt sind [ANY, WIC, WAN].

39 Stand der Technik und Grundlagen 31 Zu Korrelationen zwischen den Abkühlgeschwindigkeiten bzw. den SDAS-Werten und Oxid- oder Korngrenzenbildungen können keine wissenschaftlichen Aussagen ermittelt werden Abhängigkeiten Gefügekenngrößen statische Kennwerte Wesentlich komplexer sind die Zusammenhänge zwischen den statischen Werkstoffkennwerten und den SDAS-Werten. Hierzu sind viele interessante, teilweise aber auch widersprüchliche Literaturstellen zu finden. Zunehmende SDAS-Werte bewirken demnach abnehmende Zugfestigkeiten, Dehngrenzen und Bruchdehnungen, wobei der größte Abfall bei den R p0,2 -Werten zu verzeichnen ist. Kleine SDAS-Wertreduktionen verursachen somit erhebliche Steigerungen des R p0,2 -Wertes [RAD, WIE]. Ähnliche Ergebnisse sind in den Untersuchungen bezüglich variierter Abkühlgeschwindigkeiten zu finden. Hohe Abkühlgeschwindigkeiten und somit geringe SDAS-Werte bewirken einen erheblichen Anstieg der Bruchdehnung und einen signifikanten Anstieg der Zugfestigkeit sowie einen schwachen Anstieg der Dehngrenze R p0,2 [PAB4, PAB9, FEI, WIC, KEN, BAI]. Bei Al-Legierungen mit hohem globulitischen Gefügeanteil bewirkt eine Kornfeinung eine Verringerung der Korngrößen, aber keine Zugfestigkeitserhöhung, da in diesem Legierungsbereich die Festigkeit hauptsächlich von der Gleitfestigkeit der Dendriten abhängt [GRO]. Darüber hinaus wird auch hier bei zunehmender Abkühlgeschwindigkeit eine Gefügefeinung und somit eine höhere Zugfestigkeit festgestellt. [SCH] erweitert diese Aussage noch mit dem Ergebnis, dass höhere Abkühlgeschwindigkeiten neben einem feinerem, auch ein porenärmeres Gefüge und somit Festigkeitssteigerungen zur Folge haben. In [GUO] werden schließlich noch konkrete Zahlenwerte für den SDAS-Wert und der Zugfestigkeit dargestellt. Um einen Zugfestigkeitswert von größer 320 MPa erreichen zu können, muss ein SDAS- Wert von höchstens 55 µm vorhanden sein. Unabhängig vom SDAS-Wert werden ebenfalls entsprechende Untersuchungen hinsichtlich der Einflüsse von Gefügeparametern auf die statischen Kennwerte durchgeführt. Viele Untersuchungen beschäftigen sich mit dem wichtigsten Bestandteil, dem Si-Gehalt mit den entsprechenden Kornausbildungen (Veredelungen) und intermetallischen Phasen. Untersuchungsergebnisse zeigen, dass bei zunehmendem Sr-Gehalt und somit feineren Si-Körnern eine höhere Bruchenergie vorhanden ist. In diesen Untersuchungen werden entsprechende Zugversuche bis zum Probenbruch durchgeführt. Die hierfür benötigte Bruchenergie wird in Abhängigkeit zu den Gefügeparametern und -bestandteilen dargestellt. Erwähnt wird die bereits bekannte Erkenntnis, dass gröbere Si-Partikel mit großem Längenverhältnis und geringer Rundheit einen schädlichen Einfluss auf die Bruchenergie haben.

40 32 Stand der Technik und Grundlagen Kleine Mengen Sr, womit eine Verkleinerung der Si-Körner um den Faktor 22,8 erzielt wird, bewirken somit eine erhebliche Steigerung der Bruchenergie um 680 % [HAF]. Bei untereutektischen AlSi- Legierungen werden die statischen und auch zyklischen Kennwerte stark vom SDAS-Wert und weniger signifikant von den Korngrößen beeinträchtigt. In [ENL] werden zudem unterschiedliche Si- Gehalte untersucht. Mit steigendem Si-Gehalt kommt es zu Gleitbehinderungen des durch die Primärausscheidung des Al-Mischkristalls gebildeten dendritschen Gefüges und somit zu Festigkeitssteigerungen. Die Bruchdehnung nimmt hierbei abnehmende Werte ein, da sich bei unbehandelten Proben und zunehmenden Si-Gehalten grobe Si-Ausscheidungen bilden. Bei behandelten Proben in Form von Veredelungen ist grundsätzlich ein höheres Bruchdehnungsniveau vorhanden, welches allerdings mit zunehmendem Si-Gehalt ebenfalls abfällt [DJ9, GRO, KEN]. Der Einfluss der Porosität sowie der Gefügebestandteile auf zyklische Beanspruchungen ist wesentlich ausgeprägter als bei statischer Beanspruchung. Trotz allem erreicht man durch die Eliminierung von Poren eine Festigkeitssteigerung [ALU]. Der Zusammenhang zwischen den Zugfestigkeiten und der Werkstoffhärte spiegelt sich in den Abhängigkeiten von SDAS- und Härtewerten wieder. Demnach sind bei zunehmenden SDAS-Werten abnehmende Brinell-Härten zu verzeichnen [TOR]. Interessante und umfangreiche Korrelationen sind in [RAD] vorzufinden. Dabei werden für die einzelnen statischen Kennwerte separate Diagramme aufgeführt. Anhand dieser Diagramme gelingt es, bei einem vorgegeben zylindrischen Probendurchmesser und dem Abstand des Materialbereiches von der Kühlkokille sowie die Vorgabe der notwendigen Zugfestigkeitswerte (bzw. Dehngrenz- oder Bruchdehnungswerte) die Kühlkokillendicke ermittelt zu können. Darüber hinaus kann bei dieser Konstellation der zu erwartende SDAS-Wert abgelesen werden. In den Diagrammen zur Zugfestigkeit und Bruchdehnung sind keine Korrelationen zum SDAS-Wert vorzufinden. Dies lässt die Annahme zu, dass hierfür keine Korrelationen ermittelt wurden. Werteprüfungen durch bekannte Gefügekennwerte und mechanische Kennwerte aus Al-Sandgusslegierungen ergeben keine sinnvollen Übereinstimmungen. Aus diesem Grund muss man davon ausgehen, dass diese Diagramme nur auf die jeweilige untersuchte Legierung sowie auf einfache, in diesem Fall zylindrische Proben, anzuwenden sind Abhängigkeiten Gefügekennwerte und Werkstoffeigenschaften zur Dauerfestigkeit Die wichtigste Frage bei der Entwicklung von zyklisch beanspruchten Bauteilen sind die Auswirkungen von Legierungszusätzen, Gefügemerkmalen und Werkstoffkennwerten auf die geforderte Dauerfestigkeit. Im Folgenden wird zuerst auf die Korrelationen von SDAS- und Porositätswerten sowie

41 Stand der Technik und Grundlagen 33 Legierungszusätze zur Dauerfestigkeit eingegangen. Zum Abschluss werden die weiteren wichtigen Einflussparameter behandelt. Bereits 1965 erkennt Baily [BAI] den Zusammenhang zwischen dem SDAS-Wert und der Dauerfestigkeit. In der von vielen Annahmen geprägten Ergebnisdarstellung wird eine Abnahme der Zugfestigkeit und Bruchdehnung bei sinkender Abkühlgeschwindigkeit festgestellt. Dies reduziert nach Baily ebenso die Dauerfestigkeit, was auf die abnehmende Zugfestigkeit zurück zu führen sei. Spekuliert wird aber darüber, dass dieser Abfall der Dauerfestigkeit nicht allein aus den geringen Zugfestigkeitswerten resultieren kann. Basierend auf der Feststellung, dass der SDAS-Wert mehr als die Zugfestigkeit mit der Dauerfestigkeit korreliert, ist die Verringerung der Dauerfestigkeit bei zunehmenden SDAS-Wert auf die zunehmenden Einflüsse der Si-Körner zurückzuführen. Folglich wäre eine Reduktion der Si-Kornanteile eine Verbesserungsmöglichkeit die Dauerfestigkeit zu erhöhen [BAI]. Diese Fachliteratur sei an dieser Stelle erwähnt, da diese Untersuchungen wohl die Erste bezüglich dieser Thematik darstellt. Im späteren Verlauf wird noch detailliert auf die Auswirkungen von Si-Körnern hinsichtlich der Dauerfestigkeit eingegangen. In jüngeren Untersuchungen wird der Zusammenhang von abnehmenden SDAS-Werten bei gleichzeitiger Erhöhung der Dauerfestigkeit mehrfach bestätigt und konkretisiert [ZHA0, PAB9, KEN]. In [ZHA0] werden hierfür konkrete Werte genannt, wobei in Dauerfestigkeitsuntersuchungen (HCF) bis zu 1,5 Mio. Zyklen bei einem SDAS-Wert von kleiner 30 µm erreicht werden können. Ist der SDAS- Wert größer 30 µm (in diesen Untersuchungen 55 µm), kann lediglich eine um den Faktor 7 geringere Dauerfestigkeit festgestellt werden. Bezüglich der Rissverlaufanalyse wird ein Rissbeginn an oberflächennahen eutektischen Bereichen bei SDAS-Werten kleiner 27 µm und an Poren bei SDAS-Werten größer 30 µm beobachtet. Gehen die Risse von Poren aus, haben diese durchgehend einen Durchmesser größer 80 µm µm. Bei einem Rissbeginn von oberflächennahen eutektischen Bereichen werden durchgehend Poren mit einem Durchmesser kleiner 80 µm vorgefunden. Präzise Aussagen tätigt Zhang in einer weiteren Ausarbeitung. Demnach sind Rissbildungen an Poren nur möglich, wenn der SDAS-Wert größer 25 µm und somit die Porengröße größer 100 µm ist. Sind die SDAS-Werte kleiner bzw. die Porengröße geringer, entstehen die Risse immer an Oxiden oder an eutektischen Bestandteilen [ZHA9]. Auch in [PAB4] werden entsprechende Erkenntnisse gewonnen. Hierbei kann die Abhängigkeit von SDAS-Werten, Zugfestigkeit und Dauerfestigkeit nachgewiesen werden. Mit zunehmender Abkühlgeschwindigkeit verringert sich der SDAS-Wert. Resultierend daraus erhöhen sich die Dauerfestigkeit und Zugfestigkeit. Wie in vielen anderen Untersuchungen wird auch hier nicht geklärt, ob allein die Bruchdehnung und/oder die Zugfestigkeit des Weiteren einen erheblichen Einfluss auf die Dauerfestigkeit haben, unabhängig von den SDAS-Werten. Neben der nun bereits bekannten Absenk-

42 34 Stand der Technik und Grundlagen ung der Dauerfestigkeit bei zunehmendem SDAS-Wert wird dieser Effekt auch durch die damit größer werdenden -Platten und der zunehmenden Porosität stark beeinflusst [HAF, WIC]. Darüber hinaus beeinflusst im Vergleich zu den Legierungselementen der SDAS-Wert und die Porosität die Dauerfestigkeit im primären Maße. Trotz allem ist der Legierungselementeinfluss nicht zu unterschätzen [FEI]. Zusätzlich wird erwähnt, dass die Porosität sowie das Gefüge bei zyklischen Beanspruchungen eine wesentlich größere Rolle als bei statischer Beanspruchung spielen [ALU, ENG, RIC, DAV]. In [DAV] wird wie in vielen anderen Untersuchungen das eigentliche Ziel verfehlt. Beispielsweise kann der Einfluss des Lösungsglühens auf die Si-Morphologie und somit dessen Einfluss auf die Dauerfestigkeit nicht untersucht werden. Grund hierfür ist ein zu hohes Porositätsniveau im Werkstoffgefüge. Somit kann nur die Aussage getätigt werden, dass die Porosität den eigentlichen Effekt der veränderten Si-Kristalle überwiegt. Hierbei haben die Varianten mit geringerer Porosität eine höhere Dauerfestigkeit zur Folge. In [ZHA9] gelingt es die Porositäten soweit zu reduzieren, dass eine Verbesserung in Form einer Veredelung der Si-Kristalle hinsichtlich der Größe (Verkleinerung) und der Form (Rundheit) eine wesentlich höhere Dauerfestigkeit bewirkt. Des Weiteren nimmt die Porosität mit zunehmender Veredelung ab, was aber im Gegensatz zu anderen Arbeiten hier nicht als dauerfestigkeitssteigernde Maßnahme deklariert wird, sondern die erhöhte Dauerfestigkeit lediglich auf die besseren Si-Körner zurückzuführen sei [RIC, JOS]. Zhang [ZHA0, ZHA9] stellt in seinen Untersuchungen zudem fest, dass die Anrisse unter einem SDAS-Wert von 25 µm entweder oberflächennah von Si-Teilchen im Eutektikum oder von Oxiden ausgehen. Des Weiteren kann festgestellt werden, dass die Größe der Si-Teilchen entscheidend für die Dauerfestigkeit ist. Bei einer Rissbildung an einem 100 µm großen Si-Teilchen war die Lastwechselzahl ungefähr 30-mal höher als bei der Rissbildung an einem 417 µm großen Teilchen. Daraus lässt sich schließen, dass größere Siliziumkristalle ebenfalls wie Poren und Oxide als innere Kerben wirken und die Dauerfestigkeit erheblich reduzieren [ZHA0, SHI, ZHA9]. In [GAO] werden diese Ergebnisse bestätigt und man kommt darüber hinaus noch zu der Erkenntnis, dass ein kleiner mittlerer Abstand zwischen den Si-Kristallen die Dauerfestigkeit im gleichen Maße reduziert. Obwohl das Legierungselement Fe in der stöchiometrischen Zusammensetzung der verwendeten Al- Sekundärlegierung nur eine untergeordnete Rolle spielt, wird im Folgenden auf den nicht unerheblichen Einfluss auf die Dauerfestigkeit und die Korrelationen zu weiteren Gefügekennwerten eingegangen. Ein hoher Fe-Gehalt führt demnach infolge von großen Fe-reichen Phasen zu einer geringen Dauerfestigkeit. Neben dem Einfluss des Mg-Gehaltes auf die Größe und Anzahl der Fe-reichen Phasen bestimmt auch eine langsame Erstarrung oder große Wanddicken die Ausprägung der Fereichen intermetallischen Phasen im Eutektikum und verringert somit die Dauerfestigkeit signifikant

43 Stand der Technik und Grundlagen 35 um ca. 20 %. Darüber hinaus wird festgestellt, dass sich ein zunehmender Fe-Gehalt bei kleinem SDAS-Werten nicht und bei großem SDAS-Werten negativ auf die Dauerfestigkeit auswirkt. Des Weiteren wird bei Dauerfestigkeitsuntersuchungen bei 150 C kein Unterschied mehr zwischen den variierten Fe-Gehalten in den Al-Legierungen detektiert. Somit spielen Fe-haltige Phasen bezüglich der Dauerfestigkeitswerte bei erhöhter Temperatur eine untergeordnete Rolle. In HCF-Untersuchungen bei RT gehen Risse von Fe-reichen intermetallischen Phasen genauso aus wie von Poren. Die Legierungsvariante mit hohem Fe-Gehalt weist in diesem Fall eine geringere Dauerfestigkeit als die Variante mit niedrigem Fe-Gehalt auf [ENG, GAO]. Negative Einflüsse auf bruchmechanische Kennwerte werden in einer AlSi 9 Mg-Legierung mit Eisengehalte über 0,18 % festgestellt. Die eisenhaltigen nadelförmigen Phasen scheiden sich bevorzugt an den Korngrenzen aus, was eine Versprödung dieser Phasen und somit einen nachteiligen Einfluss auf mechanische Eigenschaften zur Folge hat [GRO, DIN EN 1706]. In [ALU] wird der Porosität ein wesentlich höherer Einfluss auf die Dauerfestigkeit als dem Fe-Gehalt nachgewiesen. Eine kombinierte Betrachtung der Einflüsse von Si-Kristallen, Feund Mg-Gehalten sowie Veredelungen wird in [WAN] durchgeführt. Bei höherem Mg-Gehalt entstehen demnach feinere Si-Körner bei gleichzeitig stärkerer Inhomogenität der eutektischen Struktur. Ein signifikanter Einfluss auf die Dauerfestigkeit kann allerdings im Gegensatz zum Einfluss der intermetallischen Phase Mg 2 Si nicht detektiert werden. Hauptsächlich und somit ausschlaggebend für die Beeinflussung der Dauerfestigkeit ist die Beeinflussung der Fe-haltigen Phase in deren Größe und Anzahl. Bei niedrigerem Mg-Gehalt bilden sich fast ausschließlich kleine -Phasen-Platten, bei höherem Gehalt große -Phasen (chinese script). Bei mit Sr-veredelten Legierungsvarianten kann eine Unabhängigkeit der Si-Korngröße vom Mg-Gehalt und SDAS-Wert festgestellt werden. Obwohl die Untersuchungen die Dauerfestigkeit nicht mit einschließen, sondern lediglich geringere Lebenserwartungen verfolgen, werden im Folgenden die sehr interessanten Feststellungen dokumentiert. Die Ergebnisse zeigen, dass ein höherer Mg-Gehalt bei Sr-Veredelung zu einer kürzeren Lebensdauer führt. Ebenso bei der Variante ohne Sr-Veredelung, allerdings kann hier eine um den Faktor 2-4 geringere Lebensdauer ermittelt werden. Die Variation der Fe-Gehalte ohne Sr-Veredelung ergibt, dass sich ein zunehmender Fe-Gehalt bei kleinen SDAS-Werten nicht und bei großen SDAS-Werten negativ auf die Lebensdauer auswirkt. [GAO] bestätigt die Erkenntnisse bezüglich des negativen Einflusses von zunehmendem Fe-Gehalt auf die Dauerfestigkeit infolge von sehr großen vorhandenen Fe-reichen Phasen. Zusammenfassend aus diesen Literaturstellen ergibt sich folgende Zusammenfassung. Poren reduzieren demnach die Dauerfestigkeit um ca. 40 % und Fe-reiche intermetallische Phasen im Eutektikum um ca. 20 %. Große Kornzellen nahe der Oberfläche, große und schlecht eingeformte Si- Kristalle sowie ein kleiner mittlerer Abstand zwischen den Si-Kristallen reduzieren die Dauerfestigkeit um einen nicht erwähnten Prozentsatz kleiner 20 %. Korrelationen zwischen dem Legierungselement

44 36 Stand der Technik und Grundlagen Kupfer und der Dauerfestigkeit sind kaum vorzufinden. Lediglich eine wissenschaftliche Ausarbeitung von Kennerknecht [KEN] kommt zu einer konkreten Aussage. Nach den Ergebnissen wirkt sich eine hohe Bruchdehnung bei niedrigen Spannungsniveaus und ein hoher R p0,2 -Wert bei hohen Spannungsniveaus günstig auf die Dauerfestigkeit aus. In Korrelation zu geringen Cu-Gehalten wirken sich diese bei einem niedrigen Spannungsniveau positiv aus. Abschließend wird in dieser Ausarbeitung eingeräumt, dass eine Überlagerung der Ergebnisse durch Einflüsse von Poren, Oxiden, Si-Kristallen und intermetallischen Phasen vorhanden sein kann [KEN]. Der Einfluss von Oxide auf die Dauerfestigkeit wird nur sehr selten erwähnt. In der Untersuchung [ZHA9] ist ein Hinweis zu finden, dass zwischen alten und jungen Oxiden zu unterscheiden ist. Unterscheiden lassen sich alte von jungen Oxiden durch einen höheren Mg-Gehalt der alten Oxide. Eine der sehr selten vorkommenden detaillierten Untersuchungen hinsichtlich der Oxideinflüsse auf die Dauerfestigkeit ist in [NYA8] dargestellt. Hierbei werden unterschiedliche Oxidmengen durch unterschiedliche Turbulenzen der Schmelze beim Abgießen realisiert. Je höher somit die Turbulenz, umso mehr Oxidanteile sind vorzufinden. Auch hier wird zwischen alten und jungen Oxide unterschieden. Junge Oxide sind solche, welche mit zunehmender Turbulenz der Schmelze während der Formfüllung entstehen. Bei laminarer Formfüllung sind somit kaum junge Oxide vorzufinden. Nach diesen Ergebnissen haben junge Oxide einen wesentlich größeren Einfluss auf die Dauerfestigkeit als alte Oxide. Analog zu [ZHA9] sind alte Oxide lediglich durch das Aufschmelzen oder Warmhalten, also bereits im Ingot-Material, vorhanden. Unterscheiden lassen sich diese Oxide bei der EDX-Analyse durch unterschiedlich starke Sauerstoffsignale. Nach [NYA1] zeigen junge Oxide ein schwächeres Mg- und Sauerstoff-Signal als alte Oxide. Diese Aussage deckt sich somit mit den Literaturstellen [ZHA9] und [NYA8]. Weiterhin wird in [NYA8] festgestellt, dass mit zunehmendem Oxidanteil (alt und jung) die Dauerfestigkeit geringer wird. Der Rissausgang an den gebrochenen Proben ist hauptsächlich von den Oxiden ausgehend. Bei den laminar vergossenen Proben gehen die Risse oft von alten Oxiden aus, teilweise auch von Gleitbändern. Zusätzlich steht fest, dass Poren analog zu jungen Oxiden einen wesentlich größeren Einfluss auf die Dauerfestigkeit haben als alte Oxide. Begründet wird der größere Einfluss der jungen Oxide durch die während der Formfüllung entstehenden junge Oxidflocken, welche sich meist zusammenfalten und an der dann vorhandenen Kontaktfläche keine Verbindung eingehen, weshalb dort bereits ein Riss vorhanden ist. Bei alten Oxiden muss für eine Rissbildung erst das Oxid selbst oder die Grenzfläche Al/Oxid anreisen. Zur Beurteilung des Einflusses von statischen Kennwerten auf die Dauerfestigkeit sind wenige aussagekräftige Ausarbeitungen zu finden. In der bereits erwähnten Korrelation mit dem Cu-Gehalt durch

45 Stand der Technik und Grundlagen 37 Kennerknecht [KEN] kann bereits eine Abhängigkeit zur Dauerfestigkeit festgestellt werden. Im Gegensatz hierzu ist in [SOC] das Ergebnis dokumentiert, dass trotz extremer Festigkeitsunterschiede zwischen Aluminiumlegierungen (T6-Zustand vs. Gusszustand, R m -Wert 280 MPa vs. 130 MPa, R p0,2 - Wert 250 MPa vs. 82 MPa) ähnliche Dauerfestigkeiten festgestellt werden. Notwendige metallografische Untersuchungen zur Validierung der Ergebnisse werden nicht durchgeführt. Deshalb kann spekuliert werden, dass erhebliche Porenanteile in den Legierungsvarianten alles weitere überlagert haben. In [COU] wird das eigentliche Ziel, den Einfluss unterschiedlich großer Si-Körner auf die Dauerfestigkeit zu ermitteln, aufgrund zu hoher Porositätsanteile nicht erreicht. Trotz allem kann anhand der durchgeführten Untersuchungen eine ähnliche Aussage zu vorangegangenen Literaturstellen getätigt werden. Demnach spielen auch in diesem Fall bei ausreichend großen Poren die statischen Kennwerte bezüglich der Dauerfestigkeit keine signifikante Rolle Erkenntnisse zur Dauerfestigkeitserhöhung Zusammenfassend kommt man zu folgenden umfangreichen Erkenntnissen. Eindeutige Aussagen werden bezüglich der Abkühlgeschwindigkeiten dokumentiert. Demnach bewirken hohe Abkühlgeschwindigkeiten geringe SDAS-Werte, intermetallischen Phasen und Porositäten. Dabei wird ein linearer Zusammenhang zwischen den SDAS- und Porositätswerten detektiert. Auch Größenreduktionen und Einrundungen von Si-Partikeln stehen im direkten Zusammenhang mit den SDAS-Werten. Großen Einfluss haben Abkühlgeschwindigkeiten auch auf die Ausbildung von Fe-reichen Phasen. Diese reduzieren sich durch hohe Abkühlgeschwindigkeiten. Zur Verfeinerung und Einrundung der Korngrößen wird kein eindeutiger Zusammenhang ermittelt. Es besteht lediglich die Erkenntnis, dass die Korngrößen sowie SDAS-Werte durch Kornfeiner wie Titanborit reduziert werden können. Bezüglich der statischen Kennwerte bewirken hohe Abkühlgeschwindigkeiten bzw. geringe SDAS- Werte und somit geringe Porositäten einen Anstieg der Zugfestigkeiten, Dehngrenzen und Bruchdehnungen. Korngrößenreduktionen durch Kornfeinungen bewirken keine Erhöhung der statischen Kennwerte. Statische und zyklische Kennwerte werden demnach primär durch den SDAS-Wert und nicht durch Korngrößen beeinflusst. Darüber hinaus beeinflussen grobe Si-Körner mit großem Längen- zu Breitenverhältnis und geringer Rundheit die statischen Kennwerte negativ. Grundsätzlich kann man festhalten, dass Porositäten und Gefügebestandteile einen wesentlich größeren Einfluss auf zyklische Kennwerte als auf statische Kennwerte besitzen. Hohe Dauerfestigkeiten hängen in erster Linie von geringen SDAS- und Porositätswerten ab. Bei SDAS-Werten von größer 25 µm - 30 µm stellen sich Porendurchmesser von 80 µm µm ein. Sind die SDAS-Werte bzw. Porengrößen

46 38 Stand der Technik und Grundlagen geringer, entstehen Risse immer an Oxiden. Sind diese wiederum kleiner als 50 µm, so beeinflussen weitere Gefügebestandteile wie Si-Körner und intermetallische Phasen sowie die damit verbundenen Legierungselemente die Dauerfestigkeitswerte. Hierbei reduzieren junge Oxide in Analogie zu Poren im Gegensatz zu alten Oxiden die Dauerfestigkeit signifikant. Reduzierte Dauerfestigkeiten werden durch zunehmende Fe-reiche Phasen bei großen SDAS-Werten verzeichnet. Bei kleinen SDAS-Werten und bei Dauerfestigkeitsprüfungen unter erhöhten Temperaturen (150 C) spielen Fe-reiche Phasen keine Rolle. Verhinderungen von Mg 2 Si-Auscheidungen bewirken eine signifikante Erhöhung der Dauerfestigkeit. Grundsätzlich beeinflussen Legierungszusätze die Dauerfestigkeit, allerdings nicht in dem Maße wie die Gefügeparameter SDAS und Porosität. Zum Einfluss der Bruchdehnung werden keine eindeutigen und anwendbaren Aussagen getroffen. Ein vorsichtig formulierter Ansatzpunkt bezüglich des Cu-Gehaltes ist dessen Reduktion, um die Bruchdehnung und somit die Dauerfestigkeit zu erhöhen. Weitere Untersuchungen postulieren erhöhte Dauerfestigkeiten durch hohe Zugfestigkeiten. Da hierzu fast ausschließlich Untersuchungen im Zeitfestigkeitsbereich (Lastwechsel bis ) durchgeführt werden, sind die hierzu errungenen Erkenntnisse bezüglich des Dauerfestigkeitsverhaltens (Lastwechsel bis ) kritisch zu betrachten. Umfangreiche Dauerfestigkeitsuntersuchungen bezüglich der Fragestellung von statischen Kennwerteinflüssen sind nicht zu finden. Abschließend ergibt sich somit folgendes Fazit: Großes Potential zur Dauerfestigkeitserhöhung liegt in der Verbesserung der Gefügequalität und somit in der Gießqualität. Ist dieser Prozess optimiert und liegt ein nahezu poren- und oxidfreies Gefüge vor, können kleine Veränderungen der Dauerfestigkeit durch Legierungsmodifikationen erreicht und überhaupt erst untersucht werden. Im Rahmen der durchgeführten Literaturrecherche zur Beeinflussung der Dauerfestigkeit können analog zu den Recherchen in Kapitel 2.2 keine Hinweise ermittelt werden, ob und welche Einflüsse die kristallografische Gefügestruktur Fiederkristalle auf die Dauerfestigkeit ausübt. In Kapitel 2.2 wird lediglich ersichtlich, dass im Themenbereich Strangguss viele wissenschaftliche Untersuchungen zu Fiederkristallen existieren, sich diese aber auf die Entstehung sowie die kristallografischen Strukturen und nicht auf Korrelationen zu mechanischen Kennwerten konzentrieren. Aus diesem Grund werden im Rahmen dieser Arbeit Untersuchungen zum Einfluss von Fiederkristalle auf die Dauerfestigkeit durchgeführt. Des Weiteren sind direkte Abhängigkeiten oder korrelierende Betrachtungen zwischen der Dauerfestigkeit und dem irreversiblem Gusswachstum in der Fachliteratur nicht aufzufinden. Es stehen hauptsächlich Aushärtungen durch Ausscheidungsbildungen und deren Einflüsse auf die Dauerfestigkeit im Fokus der Untersuchungen. Die meist damit verbundene Volumenzunahme wird nicht weiter erörtert, weshalb eine weiterführende Literaturrecherche zur Reduktion des irreversiblen Gusswachstums in einem separaten Kapitel betrachtet werden muss.

47 Stand der Technik und Grundlagen Irreversibles Gusswachstum bei Aluminium-Gusslegierungen Bei Aluminium-ZKGs spielt das ungewollte irreversible Gusswachstum eine große Rolle. Als irreversibles Gusswachstum wird eine Volumenänderung des ZKGs durch Ausscheidungsbildungen bereits bei geringen Temperaturen und mit zunehmender Alterung bezeichnet. Hierbei treten zunehmende Verspannungen in ohnehin schon hoch belasteten ZKGs auf. Dies hat zur Folge, dass im Gegensatz zu ZKGs ohne irreversiblem Gusswachstum beispielsweise die Kurbelwelle wesentlich fester und somit oftmals schwerer ausgelegt oder zunehmende Ölverbräuche durch bleibende Deformationen bei der Dichtungsauslegung berücksichtigt werden müssen. Um den Prozess einer Wärmebehandlung zu umgehen, gilt es primär, die Legierungszusätze im geringen Rahmen soweit zu verändern, dass mögliche Ausscheidungsphasen und somit irreversibles Gusswachstum reduziert oder verhindert werden können. Abbildung 2-14 zeigt hierzu eine Übersicht zu möglichen, je nach Legierungsanteilen, vorkommenden intermetallischen Phasen in Al-Legierungen. Die Zusammensetzungen der sich unter Temperatureinfluss bildenden Ausscheidungen entsprechen den Zusammensetzungen der intermetallischen Phasen. Al 8 Fe Mg 3 Si 6 Al 18 Mg 3 Mn 2 Si Mn Fe Cu Mg Mg 2 Si Al 6 Mn Al 6 (Mn,Fe) Al 3 Fe Al 3 (Fe,Mn) Al 2 Cu Al 2 (Cu,Fe) Al 8 Mg 5 Mg 2 Si Al 12 Mn 3 Si Al 15 Mn 3 Si Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 Al 7 Cu 2 Fe Al 2 Cu Mg (T) Al 6 Cu Mg 4 (S) Al 12 Fe 3 Si Al 5 Fe Si Al 8 Fe 2 Si Al 9 Fe 2 Si 2 Al 5 Cu 2 Mg 8 Si Abb. 2-14: Intermetallische Phasen in Al-Legierungen [HEG] Um die Vielzahl der möglichen intermetallischen Phasen in Al-Sekundärlegierungen auf die in dieser Arbeit verwendeten Legierung relevanten Phasen zu reduzieren, werden primär basierend auf den Erkenntnissen der Voruntersuchungen der Basislegierung sowie der thermodynamischen Berechnun-

48 40 Stand der Technik und Grundlagen gen die tatsächlich vorhandenen intermetallischen Phasen betrachtet. Im Zusammenhang mit Ausscheidungen befassen sich viele Veröffentlichungen primär mit Wärmebehandlungen und die damit verbundene Ausscheidungshärtung. Verhältnismäßig wenige Veröffentlichungen aufgrund der hohen technischen Relevanz des Aushärtungseffekts sind zur Thematik der Volumenveränderungen und dessen technischen Auswirkungen vorzufinden. Innerhalb dieser Thematik erfolgen viele Untersuchungen zum meist binären Al 2 Cu-System unter Betrachtung der bekannten Guinier-Preston-Zonen (GP- Zonen). In Abhängigkeit von den Legierungselementen und deren unterschiedlicher Atomdurchmesser verändert sich die Gitterkonstante des Aluminiums sowie der sich bildenden Ausscheidungen. In Tabelle 2-5 ist ersichtlich, welche Legierungselemente die Gitterkonstante vergrößern bzw. verkleinern. Tab. 2-5: Beeinflussung der Gitterkonstante des Aluminiums durch Mischkristall-Partner [ALT1, HUN] Atomradius r Konzentration Veränderung von a Al Partner für Koordinationszahl 12 [Å] Gewichts-% Atom-% Gitterkonstante a bei 25 C Pro 1 Gew.-% Å Pro 1 At.-% Å Al 1, , Ag 1, ,0 4, Zn 1, ,3 4,0383-0,0005-0,0011 Cu 1,27 5,5 2,33 4,0373-0,0022-0,0053 Si 1,34 1,0 0,96 4,0478-0,0018-0,0019 Mn 1,31 1,25 0,61 4,0452-0,0035-0,0072 Cr 1,28 0,60 0,31 4,0460-0,0060-0,0116 Mg 1,60 15,35 17,0 4, , ,0048 Betrachtet man das Matrixvolumen bei ternären oder höheren Systemen, so sind die Einflüsse bezüglich der Volumenänderungen wesentlich geringer und komplexer. Die sich bildenden Ausscheidungen beeinflussen sich somit gegenseitig, was in der Gesamtmatrix somit zu Volumenwachstum, Neutralisation oder Volumenschwund führen kann [HUN].

49 Stand der Technik und Grundlagen Guinier-Preston-Zonen Die Bildung von Al 2 Cu-Phasen erfolgt entweder an intermetallischen Fe-haltigen Platten oder an grobkörnigen eutektischen Si-Partikeln im letzten Stadium der Erstarrung. Die Anwesenheit von Mg begünstigt die Entstehung der Al 2 Cu-Phasen. Nach der Erstarrung befinden sich parallel zu den intermetallischen Phasen gelöste Cu-Anteile im Al-Mischkristall, welche Grundlage für die Ausscheidungsbildung bereits bei Raumtemperatur ist. Bevor sich der stabile -Ausscheidungszustand bilden kann, werden hierfür drei metastabile Zustände (GPI, GPII, ) durchlaufen. Beim Kaltauslagern kommt es durch die hohe Übersättigung und die hohe Leerstellendichte des Mischkristalls nach dem Abschrecken zur schnellen Bildung von GP-Zonen. Aufgrund der begrenzten Diffusionsmöglichkeiten bei RT befinden sich lediglich geringe Anhäufungen feinverteilt in der Matrix. Unter erhöhten Temperaturen bei beispielsweise 150 C kommt es zunehmend zur Ausscheidungsbildung, um das mit Cu- Anteilen übersättigte Mischkristall abzubauen. Je geringer die Temperatur, desto höher ist die sich bildende Keimdichte. Der Ausscheidungsprozess zur Bildung der GPI-Zonen wird als einphasige Entmischung bezeichnet (Abb. 2-15). GPI-Zonen sind einatomige Lagen mit einer lateralen Abmessung von 10 Atomdurchmessern. Diese sind kohärent zur Matrix und besitzen eine geringe Grenzflächenenergie. Abb. 2-15: Kohärente GPI-Zonen [SCH] Im weiteren Verlauf entstehen Keime von GPII-Zonen bzw. -Phasen. Diese Zonen besitzen die Struktur einer verdoppelten kfz-aluminiumzelle, bei welcher auf drei Al-Ebenen eine Cu-Ebene folgt.

50 42 Stand der Technik und Grundlagen Die entstehenden Plättchen besitzen eine Dicke von 10 Atomdurchmessern mit einer lateralen Abmessung von knapp 100 Atomdurchmessern. Die Bildung der GPII-Zonen verursacht ein Auflösen der GPI-Zonen. Die GPII-Zonen stellen eine Übergangsphase dar und sind deshalb kohärent bis teilkohärent zur Matrix. Deren Elementarzellen besitzen ein Volumen von 0,1253 nm³ mit einer Länge von 150 nm und eine Dicke von 10 nm (Abb. 2-16). Abb. 2-16: Kohärente und teilkohärente GPII-Zonen ( ) [SCH] Die dritte metastabile Phase wird als teilkohärente -Phase bezeichnet. Aufgrund der Teilkohärenz ist die Grenzflächenenergie höher als bei den bisherigen metastabilen Phasen. Das Verhältnis von Al zu Cu entspricht in dieser Phase dem der Gleichgewichtsphase Al 2 Cu mit 2:1. Die Bildung der -Phase verursacht ein Auflösen der vorherigen GP-Zonen. Das Volumen einer -Elementarzelle beträgt 0,0946 nm³ mit einer Länge von mehreren 100 nm und einer Dicke von 30 nm (Abb. 2-17). Abb. 2-17: Teilkohärente -Zone [RAF, SC9]

51 Stand der Technik und Grundlagen 43 Das Endprodukt der Al 2 Cu-Ausscheidungsbildung ist die stabile Gleichgewichtsphase. Durch Bildung der -Phase erfolgt ein Auflösen der -Phasen. Die -Phase ist inkohärent und besitzt eine sehr hohe Grenzflächenenergie, bei einem Volumen der Elementarzelle von 0,1794 nm³ (Abb. 2-18). Abb. 2-18: Inkohärente -Zone (links) [SCH], Einheitszelle Al 2 Cu (rechts) [CLS] Bei Aluminiumlegierungen verursachen diese Ausscheidungen grundsätzlich in allen Zustandsstadien eine Volumenzunahme. Dabei bewirkt die stabile inkohärente -Phase die geringste Volumenzunahme. Die größte Volumenzunahme verursacht die bei hohen Temperatureinflüssen metastabile - Phase gefolgt von der -Phase [HUN, GAU, ALT1, SC4, SC9, SJO, TIR] Q-Phase, Chinese script, Silizium Die Phase Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 ist eine quaternäre Phase und entsteht somit nur in Legierungen mit vier oder mehr Komponenten. Die sogenannte Q-Phase besitzt eine hexagonale Struktur. Im Vergleich zu anderen Phasen findet diese Phase in Veröffentlichungen wenig Beachtung, weshalb hierzu wenige Informationen zur Verfügung stehen. Die stöchiometrische Zusammensetzung der Phase variiert in unterschiedlichen Ausarbeitungen, weshalb auch für die Gitterparameter der hexagonalen Zelle Bereiche zwischen a = 10,30 Å bis 10,40 Å und c = 4,02 Å bis 4,05 Å bei 21 Atomen pro Grundzelle variiert. Die Bildung der Q-Phase erfolgt bei Al-Si-Cu-Mg-Legierungen im letzten Stadium der

52 44 Stand der Technik und Grundlagen Erstarrung aus der Al 2 Cu-Phase heraus und bewirkt nach [HUN] eine Volumenreduktion. Mit steigendem Mg-Gehalt steigt auch die Grobkörnigkeit der Q-Phase [SJO, WOL]. Die Anwesenheit von Eisen in der verwendeten Al-Legierung führt beim Abschrecken zur Bildung der nadelförmigen und brüchigen Al 5 FeSi-Phase. Dadurch wird die Festigkeit und Duktilität des Werkstoffs verringert. Um die Bildung dieser Phase zu behindern, wird Mn der Schmelze zulegiert, was in Verbindung mit einer Abkühlrate > 0,5 C/s die Bildung der Phase Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 bewirkt. Diese Phase besitzt eine Ähnlichkeit mit chinesischen Schriftzeichen, weshalb diese in der Fachliteratur als Chinesenschrift bezeichnet wird. Durch die kompakte Form wird eine Rissinitiierung trotz hoher Härte der Phase verhindert. Die Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 -Phase besteht aus einem krz-gitter mit dem Parameter a = 12,65 Å bis 12,68 Å und bewirkt eine geringe Volumenzunahme [BAE, SEI, HUN]. Als Grundlage und Nachweis einer Volumenzunahme durch Si-Phasen dienen interne Messungen zum irreversiblen Gusswachstum bei einer binären AlSi-Legierung, welche eine signifikante Volumenzunahme von 0,06 % nach 100 h Messdauer aufzeigt. Diese Messergebnisse werden von den Untersuchungsergebnissen zu Volumenänderungen bei AlSi-Legierungen in der Veröffentlichung von [HUN] bestätigt. Zusammenfassend werden im Folgenden für die spätere Berechnung der irreversiblen Gusswachstumseinflüsse die Element- und Phasenparameter dokumentiert (Tab. 2-6). Tab. 2-6: Element- und Phasendaten [PHR, PEA1, PEA2, HUN, CA1, CA2, LBD, RAG, HAH, KIT] Phase a c Molmasse Theoretische Theoretisches Formeleinheiten Dichte spez. Volumen pro Einheitszelle [Å] [Å] [g/mol] [g/cm³] [cm³/g] Si 5,43 28,09 2,33 0, Al 2 Cu - 4,04 7,68 117,51 3,11 0, Al 2 Cu - 4,04 5,80 117,51 4,12 0, Al 2 Cu 6,07 4,87 117,51 4,34 0, Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 12,65 627,07 3,58 0, Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 10,32 4,05 965,93 2,79 0,3584 2

53 Stand der Technik und Grundlagen 45 Eine eindeutige Aussage zur gegenseitigen Beeinflussung der einzelnen Ausscheidungsphasen bezüglich einer Volumenzunahme oder -reduktion ist anhand der Veröffentlichungen nicht möglich. Die Bildung der Ausscheidungen erfolgt temperatur- und zeitabhängig sowie in Abhängigkeit der gelösten Bestandteile im Mischkristall. Die enormen Abkühlgeschwindigkeiten im Lagerstuhlbereich durch die integrierten Kühlkokillen lassen eine Abschätzung dieser Anteile nur schwer zu. Aus diesem Grund erfolgt aus diesen wenigen Hinweisen zur Volumenveränderung ausschließlich in Kombination mit den thermodynamischen Berechnungen eine Definition der Legierungsmodifikationen. 2.5 Simulation Die heutige Finite-Elemente-Methode (FEM) ist in Verbindung mit CAD-Programmen ein weit verbreitetes Verfahren zur virtuellen Produktentwicklung. Bereits im frühen Produktentwicklungsstadium ergeben sich signifikante Vorteile dieser Methodik u.a. in Form von flexibler Geometrie- und Materialgestaltungen, visueller Darstellungen sowie Entwicklungszeit- und somit Kosteneinsparpotentiale. Die Grundlagen der FE-Methode werden in Verbindung mit dem in dieser Arbeit angewandtem FE- Programm Abaqus für Spannungsbetrachtungen im ZKG dokumentiert (Abb. 2-19). CAD-System 3-D- Volumenmodell Schnittstelle FEM-System Pre-Prozessor Inputdatei FEM-System Simulation Outputdatei FEM-System Post-Prozessor Abb. 2-19: CAE-Prozesskette für Abaqus-Anwendungen [SIM, KLE] Zur Durchführung von Simulationen kann ein dreidimensionales Volumenmodell Grundlage für die Berechnung sein. Dieses 3-D-Volumenmodell wird mit Hilfe von CAD-Programmen konstruiert, woraus sich 2-dimensionale Zeichnungen oder bewegte Visualisierungen der Objekte ableiten lassen. Bei einer vorhandenen Kompatibilität wird keine Schnittstelle benötigt und das Volumenmodell kann direkt in das Simulationsprogramm implementiert werden.

54 46 Stand der Technik und Grundlagen Beim Pre-Prozessing erfolgt eine Netzgenerierung inklusive der Definition von Elementdaten, Randbedingungen, Temperaturverläufen und Kraftwirkungen. Die Elementspezifikationen werden zum einen topologisch, in dem der Elementtyp durch Vernetzung von Knoten festgelegt wird und zum anderen physikalisch, indem die geometrischen Eigenschaften und Materialspezifikationen festgesetzt werden, definiert [WEB]. Die Netzgenerierung in Abaqus wird durch Verwendung von finiten Elementen mit bedarfsgerechter Anzahl von Knotenpunkten ermöglicht. Für detaillierte Berechnungen werden zusätzliche Zwischenknotenpunkte definiert. Verwendete dreidimensionale Kontinuumselemente für das ZKG-Modell sind in Abbildung 2-20 dargestellt. Die einzelnen Elementflächen sind durch die lokalen Eckknotennummern definiert [WEB]. Tetraeder Prisma Quader Abb. 2-20: 3-D Kontinuumselemente für die finite Darstellung des ZKG-Modells mit Zwischenknotenpunkten [WEB] Abschließend wird mit Hilfe der vorangegangenen Eingabewerte eine Inputdatei erstellt, welche die eigentliche Berechnung des Modells und dessen Belastungszyklen ermöglicht. Die Belastungszyklen können in einfachen Textverarbeitungsprogrammen beliebig manipuliert oder vervielfacht werden. Im zeitaufwendigsten Teil Simulation berechnet das FEM-System schließlich das definierte numerische Problem und speichert die Ergebnisse in einer Outputdatei ab. Eine detaillierte Darstellung der hierfür zu lösenden Gleichungssysteme für die Spannungsberechnungen im ZKG erfolgt in Kapitel 4 in Verbindung mit der Vorstellung des konkreten ZKG-Modells. Die generierte Outputdatei wird im letzten Schritt zum Einlesen der berechneten Ergebnisse in den Post-Processor verwendet. Im Post- Processor werden das Modell und dessen Simulationsresultate wie Spannungen durch definierte Farbgebungen grafisch visualisiert und animiert [SIM, SON].

55 Motivation und Vorgehensweise 47 3 Motivation und Vorgehensweise Die vorhandenen und bereits diskutierten Anforderungskriterien an eine Weiterentwicklung von Verbrennungsmotoren beinhalten eine erhöhte Leistung bei geringerem Verbrauch und reduzierter CO 2 -Emission sowie eine mindestens vorhandene Kostenneutralität. Diese Anforderungen haben zur Folge, dass im Rahmen des Downsizings u.a. zunehmende Zünddrücke im Verbrennungsmotor vorhanden sind. Daraus resultieren insbesondere bei Dieselaggregaten mit V-Anordnung der Zylinder wesentlich höhere thermische und zyklische Belastungen im Lagerstuhlbereich. In diesem Bereich verbinden Lagerstuhlverschraubungen die Lagerdeckel inklusive der integrierten Kurbelwellenlager mit dem ZKG. Nicht nur die enorm hohen zyklischen Kräfte, verursacht durch die Zylinder- und Kurbelwellenbewegungen, sondern insbesondere die komplexe Werkstoffkombination von Stahlschraube, Gusseisen-Lagerdeckel und Aluminium-ZKG in Kombination mit deren unterschiedlichsten thermischen Ausdehnungskoeffizienten lassen diesen Bereich an die Grenzen des technisch Machbaren kommen. Um diesen Anforderungen gerecht zu werden sowie die Bruchanfälligkeit im äußeren Schraubenbereich verhindern zu können, wird im Rahmen dieser Arbeit der Ansatz einer Dauerfestigkeitserhöhung bei gleichzeitiger Reduktion des irreversiblen Gusswachstums (Spannungsreduktion) im Lagerstuhlbereich gewählt (Abb. 3-1). Anforderungen Leistung Verbrauch CO 2 -Emission Kosten Ansatz Dauerfestigkeit Irreversibles Gusswachstum Umsetzung Optimierung Serienlegierung ohne WB Abb. 3-1: Schematische Darstellung der Zielsetzung Hierzu können im Kapitel Stand der Technik einige wichtige Anhaltspunkte ermittelt werden, welche sinnvolle Legierungsmodifikationen zur Dauerfestigkeitserhöhung und irreversibler Gusswachstumsreduktion ermöglichen. Eindeutige Aussagen hinsichtlich einer Erhöhung der Festigkeit oder der Bruchdehnung, um erhöhte Dauerfestigkeitswerte erreichen zu können, sind im Rahmen der Literaturrecherche nicht zu ermitteln. Hauptgründe sind hierfür in vielen wissenschaftlichen Veröffent-

56 48 Motivation und Vorgehensweise lichungen zum einen der überlagernde Einfluss der Porosität, zum anderen wird der Dauerfestigkeitsbereich aufgrund des hohen Prüfaufwandes fast ausnahmslos nicht betrachtet. Bezüglich des irreversiblen Gusswachstums existieren zu einzelnen Elementen und intermetallischen Phasen ausreichende Informationen. Bei Betrachtung von komplexen überlagerten Effekten in Aluminiumsekundärlegierungen sind die Erkenntnisse nur lückenhaft vorhanden. Zusätzliche Berücksichtigungen von unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten innerhalb eines Bauteil sowie Korrelationen oder kombinierte Betrachtungen von Dauerfestigkeit und irreversiblem Gusswachstum können im Rahmen der Literaturrecherche nicht ausfindig gemacht werden. Eine zusätzliche Korrelation zwischen Gusswachstumsreduktionen und Spannungsänderungen im Zylinderkurbelgehäuse werden bisher ebenfalls nicht durchgeführt. Rückschlüsse auf die Bildung von Fiederkristallen aufgrund unterschiedlicher Gussparameter liegen derzeit nur im Bereich des Stranggusses vor. Die mechanische Kennwertbeeinflussung durch Fiederkristalle, insbesondere der Dauerfestigkeitswerte, wird derzeit in keiner Veröffentlichung im Bereich des Sandgusses behandelt. Aus diesen Gründen kann bisher keine eindeutige Aussage bezüglich der gesamtheitlichen Betrachtung dieser Fragestellung formuliert werden. Somit lässt sich die Entwicklung einer verbesserten Aluminiumlegierung für hochbelastete Dieselaggregate mit dem Schwerpunkt der Erhöhung der Dauerfestigkeit und der gleichzeitigen Reduzierung des irreversiblen Gusswachstums ohne Einsatz eines zusätzlichen kostenintensiven Wärmebehandlungsprozesses als Motivation und zentrale Zielsetzung dieser Arbeit ableiten. Darüber hinaus sollen die neu gewonnenen Werkstofferkenntnisse im Bereich des Aluminium-Sandgusses als neue technologische Basis für aktuelle Weiterentwicklungen von Druckguss-Aluminium-ZKGs dienen und gussverfahrensunabhängige Parameter übertragbar sein. Für die Umsetzung dieser Weiterentwicklung wird der Ansatz gewählt, die bestehende Serienlegierung des Diesel-ZKGs entsprechend den neuen Anforderungen zu modifizieren. Es werden somit basierend auf der Serienlegierung vier weitere Legierungsvarianten definiert. Die Modifikationen für die Legierungsvarianten resultieren aus den Erkenntnissen der Literaturrecherche (Kapitel 2), den thermodynamischen Berechnungen sowie der REM/EDX-Werkstoffanalysen zur Serienlegierung. Eine detaillierte Beschreibung der gewählten Untersuchungsumfänge sowie die Dokumentation der Ergebnisse inklusive der Auswahl einer geeigneten Legierung erfolgt in den Hauptkapiteln 4 und 5. Die Untersuchungen beinhalten dabei grundsätzlich die Analyse von zwei unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten und Werkstoffzuständen. Die Gefügeanalyse zur Charakterisierung der definierten Legierungsvarianten umfassen im ersten Schritt metallografische Untersuchungen zur Ermittlung der Porositätswerte, sekundären Dendritenarmabständen, Korngrößen, Fiederkristalle sowie intermetal-

57 Motivation und Vorgehensweise 49 lischen Phasen. Die Untersuchungen zur Charakterisierung der Fiederkristalle beinhalten zusätzlich die Ermittlung von Abkühlraten an definierten Messstellen während des Abgusses. Im zweiten Schritt werden REM/EDX-Untersuchungen zur Analyse der intermetallischen Phasen sowie TEM/EDX- Untersuchungen zur Analyse der sich unter Temperatureinfluss bildenden Ausscheidungen durchgeführt. Diese Untersuchungen sollen Aufschluss darüber liefern, welche Gefügebestandteile welchen anteiligen Einfluss am irreversiblen Gusswachstum ausüben. Dilatometermessungen charakterisieren im Rahmen der Gefügeanalyse das irreversible Gusswachstum. Die Bruchanalyse (Fraktographie) von Dauerfestigkeitsproben schließt die Gefügeanalyse ab. Im Rahmen der mechanischen Kennwertermittlung werden Zug- und Dauerfestigkeitsversuche sowie Härtemessungen, insbesondere im Bereich der Fiederkristalle, durchgeführt. Für eine ganzheitliche Betrachtung der Fragestellungen werden weiterführende Untersuchungen in Form von thermodynamischen Berechnungen zur Ermittlung der theoretischen Werkstoffphasenzusammensetzungen sowie Spannungssimulationen zur Darstellung des Einflusses von veränderten irreversiblen Gusswachstumswerten im Lagerstuhlbereich umgesetzt. Die behandelten Untersuchungsschwerpunkte werden abschließend in Kapitel 6 korreliert und diskutiert (Abb. 3-2). Recherche + Hypothese Verifikation + Ergebnisse Literaturrecherche Basisanalyse (Serienlegierung) Definition Legierungsvarianten Werkstoffuntersuchungen Simulation Diskussion Korrelation der Ergebnisse Abb. 3-2: Struktur der Arbeit

58 50 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 4 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Das folgende Kapitel dient der ausführlichen Beschreibung der untersuchten Gefüge- und Zustandsvarianten der definierten Al-Legierungen. Die Darstellung der benötigten Zielgrößen zur Charakterisierung der Werkstoffvarianten sowie die dafür benötigen Untersuchungsmethoden in Form von Prüfproben und -umfang, Prüfbedingungen und apparativer Aufbau sowie der verwendeten Simulationswerkzeuge zeigt einen ganzheitlichen Überblick der Versuchsplanung und Simulation dieser Arbeit. Da die komplexen Gießvorgänge bei einem ZKG-Abguss das Werkstoffgefüge gravierend beeinflussen, wird bewusst auf Abgüsse von einfachen Probestäben verzichtet. Eine Bauteilcharakterisierung steht somit im Vordergrund dieser Untersuchung. Die Gießbarkeit der definierten Legierungsvarianten in Form eines kompletten ZKGs hat mitunter oberste Priorität. Die Abbildung der komplexen Abläufe während der Formfüllung und die damit verbundenen Gefügeausbildungen werden somit für den Abguss einfacher Probeformen als nicht realisierbar eingestuft. 4.1 Werkstoffanalysebereich und Werkstoffzustand Für die Untersuchungen werden unterschiedliche Analysebereiche aufgrund differierender Abkühlgeschwindigkeiten im ZKG-Lagerstuhlbereich sowie unterschiedliche Werkstoffzustände aufgrund des nach dem Abguss vorhandenen instabilen und somit zeit- und temperaturabhängigen T4-Werkstoffzustandes definiert Gefügevarianten Im Stand der Technik wird bereits darauf hingewiesen, dass unterschiedliche Abkühlraten signifikant unterschiedliche Werkstoffgefüge und somit unterschiedliche mechanische Eigenschaften zur Folge haben. Somit ist anzunehmen, dass der innenliegende Lagerstuhlbereich (in Abbildung 4-1 unterhalb der blauen Linie) aufgrund der hohen Abkühlraten ein wesentlich besseres Gefüge in Form von geringen Porenanteilen und SDAS-Werten als der hochbelastete und bei extremen Leistungssteigerungen bruchanfällige Bereich der äußeren Schraubenenden außerhalb des Kühlkokillenwirkungsbereichs aufweist. Aus diesem Grund werden für die Werkstoffcharakterisierung pro Legierungsvariante zwei

59 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 51 Positionen bzw. zwei Abkühlgeschwindigkeiten betrachtet. Als Position P1 wird der Bereich außerhalb der Kühlkokille und als Position P2 der Bereich innerhalb der Kühlkokille definiert (Abb. 4-1). 20 P1 25 P2 P2 P Abb. 4-1: Definierte Prüfstellen P1 und P2 im Lagerstuhl Zustandsvarianten Aufgrund der Instabilität des T4-Werkstoffzustandes erfährt das ZGK während des befeuerten Betriebs Gefügeänderungen, was veränderte mechanische Kennwerte und ungewolltes irreversibles Gusswachstum zur Folge hat. Aus diesem Grund werden in den Untersuchungen grundsätzlich zwei Werkstoffzustände betrachtet und miteinander verglichen. Definiert werden die Werkstoff- bzw. ZKG- Zustände Einbauzustand (EZ) sowie Betriebszustand (BZ). Der Einbauzustand entspricht dem Werkstoffgefüge, wie es im ZKG vorliegt, wenn dieses in ein Fahrzeug verbaut wird. Der Betriebszustand simuliert ein gealtertes ZKG. Die Alterung beinhaltet ein Temperatureinfluss auf die Prüfproben von 150 C über 165 h. Da die zukünftige maximale Öltemperatur im ZKG durch höhere Zünddrücke (Downsizing) über die heutige Maximaltemperatur von 130 C ansteigt, wird die Temperaturgrenze für diese Untersuchungen auf 150 C festgelegt. Der zweite Parameter, die Alterungsdauer, resultiert aus vorangegangenen Untersuchungen, in welchen sich nach 165 h eine Sättigung der statischen Kennwerte einstellt. Somit werden für jede Legierungsvariante an den Position P1 und P2

60 52 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge jeweils im Einbauzustand und versuchsabhängig im Betriebszustand Analysen durchgeführt. Auf die Versuchsabhängigkeit der Betriebszustandanalyse wird in Kapitel 5 ausführlich eingegangen. 4.2 Werkstoffstrukturen und physikalische Eigenschaften Die abgegossenen V6-ZKGs besitzen in der Lagergasse vier Lagerstühle (LS). Um eine geringe Streuung der Probenqualität zu bekommen, werden zur Ermittlung der physikalischen Eigenschaften sämtliche Prüfproben aus den Lagerstühlen zwei (LS2) und drei (LS3) entnommen. Des Weiteren erfahren diese beiden Lagerstühle aufgrund der Zylinderanordnung die höchste zyklische Belastung während des Betriebs, weshalb eine Probenpräparation aus diesen Lagerstühlen zur Werkstoffcharakterisierung und -optimierung als sinnvoll erachtet wird (Abb. 4-2). LS 2 LS 3 Abb. 4-2: Lagergassenbereich eines V6-ZKGs [DAG] Nach Herstellung der definierten Werkstoffzustände an den Positionen P1 und P2 pro Legierungsvariante werden diese zur Charakterisierung und Bewertung versuchsabhängig bei Raumtemperatur (RT) und erhöhter Temperatur (150 C) geprüft (Tab. 4-1).

61 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 53 Tab. 4-1: Allgemeine Versuchsmatrix pro Legierungsvariante Versuchs- temperatur P1 Position P2 RT 150 C EZ BZ EZ BZ Um ein Verbesserungspotential und den größten Stellhebel hinsichtlich Dauerfestigkeitserhöhung und reduziertem irreversiblem Gusswachstum ermitteln zu können, zeigt Tabelle 4-2 die definierten Versuchsschwerpunkte zur Bewertung der Gefügeparameter und mechanischen Kennwerte. Tab. 4-2: Versuchsschwerpunkte der Arbeit Gefügeanalyse Mechanische Kennwerte Weiterführende Untersuchungen Metallografie Zugversuche Thermodynamische Berechnungen REM/EDX Dauerfestigkeitsversuche Struktursimulation TEM/EDX Härtemessungen Dilatometermessung Fraktographie Kombiniert man beide Tabellen miteinander, ergibt sich eine detaillierte Versuchsmatrix, welche für jede Legierungsvariante angewendet wird (Tab. 4-3). Vereinzelte Abweichungen von dieser Matrix, wie beispielsweise die Nichtberücksichtigung der Position P2 bezüglich der TEM-Untersuchungen, werden in den jeweiligen Ergebniskapiteln kurz erläutert. Dies gilt auch insbesondere für die Rubrik Weiterführende Untersuchungen (Tab. 4-2).

62 54 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Tab. 4-3: Detaillierte Versuchsmatrix pro Legierungsvariante (EZ = Einbauzustand; BZ = Betriebszustand) Versuchs- temperatur Position P1 P2 Versuche EZ BZ EZ BZ Metallografie RT EZ EZ REM-Untersuchung EZ BZ TEM-Untersuchung EZ EZ BZ Fraktographie Gefügeanalyse EZ BZ EZ BZ Zugversuch EZ BZ Härtemessung Kennwerte Mechanische EZ Dilatometermessung Gefügeanalyse 150 C EZ BZ EZ BZ Zugversuch EZ EZ BZ HCF-Versuch Kennwerte Mechanische Auf die physikalischen Eigenschaften Gefügeanalyse und mechanische Kennwerte in Form von metallografischen Untersuchungen, Dilatometermessungen, REM/EDX- und TEM/EDX-Untersuchungen, Zug- und Dauerfestigkeitsversuche sowie Härtemessungen wird in den nachfolgenden Unterkapiteln eingegangen.

63 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Gefügestruktur Die Spezifikation der chemischen Zusammensetzung der Legierungsvarianten wird durch eine chemische Analyse überprüft. Die hierbei detektierten realen Werte werden für die weiteren Untersuchungen und Dokumentationen verwendet. Das Werkstoffgefüge der definierten Legierungsvarianten wird an beiden Positionen P1 und P2 metallografisch hinsichtlich Porositäts- und SDAS-Werten, Korngrößen sowie Fiederkristallen analysiert. Zum Verständnis der Auswirkungen von Elementgehaltsvariationen in den Legierungen werden darüber hinaus REM/EDX-Untersuchungen zur Detektion der vorliegenden intermetallischen Phasen durchgeführt. Resultierend aus den Dilatometermessergebnissen werden abschließend exemplarisch an der Serienlegierung sowie an Legierung Nr. 3 TEM/EDX-Untersuchungen zur Ausscheidungsermittlung angewendet Metallografie Die metallografischen Untersuchungen dienen der ganzheitlichen Gefügecharakterisierung der jeweiligen Legierungsvariante, um damit die ermittelten mechanischen Kennwerte sinnvoll interpretieren und korrelieren zu können. Untersuchungsschwerpunkte sind die Analyse der Porositäts- und SDAS- Werte sowie nach einer entsprechenden Barker-Ätzung die Korngrößen und Fiederkristalle. Die hierfür benötigten Werkstoffproben werden aus den definierten Lagerstuhlbereichen an Position P1 und P2 entnommen (Abb. 4-3). Abb. 4-3: Probenentnahme an P1 und P2 für metallografische Untersuchungen

64 56 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Die präparierten Schliffflächen zeigen den Gefügezustand mittig des Lagerstuhls. Die in Abbildung 4-3 abgebildeten Bohrungen dienen an dieser Stelle lediglich zur Orientierung und liegen in den zu untersuchenden Lagerstühlen aus Platzgründen für die diversen Prüfproben nicht vor. Die Proben mit den Abmessungen 20 mm 25 mm werden pro Legierungsvariante aus den Lagerstühlen 2 und 3 entnommen, wodurch an P1 und P2 jeweils zwei Schliffpräparationen durchgeführt werden können. Für die Gefügeanalyse und -auswertung steht das Forschungsmikroskop Axiovert 200 M MAT der Carl Zeiss AG sowie die Software analysis 3.0 der Firma Soft Imaging System GmbH zur Verfügung. Für die Präparation ist eine Kalteinbettung vorzuziehen, da mögliche Ausscheidungsvorgänge bei einem Warmeinbettvorgang ausgeschlossen werden sollen. Zwischen den Präparationsvorgängen wird keine Ultraschallreinigung durchgeführt, da sich hierdurch vereinzelt Siliziumkristalle aus der Matrix lösen können. Nach dem abschließenden Poliervorgang werden die Schliffproben im ersten Schritt ungeätzt zur Poren- und SDAS-Analyse verwendet. Die berechneten Standardabweichungen s in den folgenden Untersuchungen werden durchgehend nach folgender Gleichung (2) berechnet: s xi n 1 x 2 (2) s = Standardabweichung x i = gemessener Einzelwert x = Stichprobenmittelwert n = Stichprobenumfang. Für die Porenanalyse werden pro Legierungsvariante und Position vier Gefügebilder verwendet. Bei einer 25-fachen Vergrößerung wird somit eine Fläche von ca. 90 mm² untersucht. Die Analyse setzt eine Definition von Porenklassen voraus. Im Stand der Technik wird erwähnt, dass Poren mit einem Durchmesser kleiner 80 µm, was einer runden Porenfläche von 5000 µm² entspricht, die Dauerfestigkeit nicht mehr primär beeinflussen. Aus diesem Grund werden zehn Porenklassen definiert, wobei sich die Auswertung primär an der Grenze von 5000 µm² orientiert. Für die Ermittlung des arithmetischen SDAS-Mittelwertes wird in Anlehnung an die Literaturstelle [ANY] in Abbildung 4-4 und Gleichung (3) die verwendete Grafik bzw. Formel dokumentiert.

65 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 57 Abb. 4-4: Grafische Darstellung zur Ermittlung des SDAS-Wertes 1 l1 n 1 l2 li... n 1 n m i li n i 1 m (3) 1 = sekundärer Dendritenarmabstand in µm n i = Anzahl der Dendritenarmgrenzen n i -1 = Anzahl der sekundären Dendritenarme l i = gesamte Messlänge in µm m = Anzahl der gemessenen Dendritenarmgruppen. Für die Vermessung und Auswertung werden pro Legierungsvariante und Position bei mindestens fünf Gefügebildern und 100-facher Vergrößerung in Summe 30 SDAS-Werte bestimmt (Abb. 4-5). 543,08 µm 485,03 µm 451,57 µm 259,18 µm Abb. 4-5: Messwerte zur Ermittlung des SDAS-Wertes

66 58 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Im zweiten Schritt werden die präparierten Schliffproben zur Korngrößen- und Fiederkristallanalyse nach Barker geätzt [KAM, SC9, PET]. Die Analyse findet über alle Legierungsvarianten an beiden Positionen P1 und P2 im jeweiligen Einbauzustand statt. Voraussetzung für die Anwendung des Barker-Verfahrens ist eine ausreichende elektrische Leitfähigkeit des zu untersuchenden Werkstoffs, da es sich bei diesem Verfahren um ein elektrolytisches Ätzverfahren handelt. Die Barkerlösung besteht aus 500 ml destilliertem Wasser und 25 ml 32%-iger Tetrafluorborsäure (HBF 4 ). Für die Oberflächenätzung dient die Schliffprobe als Anode und eine Gegenelektrode aus z.b. Edelstahl als Kathode. Eine elektrische Kontaktierung erfolgt über eine Bohrung in die Einbettmasse bzw. Schliffprobe in Verbindung mit einer leitfähigen Schraube oder Draht. Aufgrund des elektrischen Potentials entsteht eine dünne Oxidschicht, welche sich an der jeweiligen Gitterausrichtung der geätzten Werkstoffoberfläche orientiert. Darüber hinaus erfolgt bei einer Barker-Ätzung neben einer Deckschichtbildung ein zusätzlicher Materialabtrag. Für die Ätzungen sind Ätzzeiten von 180 Sekunden bei einer anliegenden Spannung von 15 Volt ausreichend. Die so entstandenen unterschiedlichen Deckschichtdicken lassen somit eine Analyse unter polarisiertem Licht zur Differenzierung der einzelnen Körner zu. Die Bestimmung der mittleren Korngrößen erfolgt in Anlehnung der für Stahl geltenden Norm DIN EN ISO 643 nach dem Linienschnittverfahren. Eine genormte Korngrößenbestimmung explizit für Aluminiumwerkstoffe existiert zum heutigen Zeitpunkt nicht. Das Linienschnittverfahren basiert auf der Ermittlung von Schnittpunkten zwischen Linienscharen und den Korngrenzen. Ermittelt wird die mittlere lineare Korngröße nach folgender Gleichung (4): L s L 0 N l p N (4) L s = mittlere lineare Korngröße in µm L 0 = Gesamtlänge der Messstrecke in µm N = Anzahl der geschnittenen Korngrenzen l = Länge einer Messlänge in µm p = Anzahl der Messlinien. Für die Auswertung wird ein Bildausschnitt bei 25-facher Vergrößerung betrachtet, um normgerecht mindestens 50 Korngrenzen durch die Linienschar schneiden zu können. Die einzelnen Messlinien der Linienschar werden in einem Abstand von 400 µm angebracht. Die Gesamtlänge der Messstrecke beträgt über alle Messungen 5500 µm. Pro Legierungsvariante und Position werden fünf Gefügeausschnitte zur Bestimmung der mittleren Korngröße analysiert.

67 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 59 Um einen ganzheitlichen Überblick über den Kühlkokilleneinfluss auf das Gussgefüge zu bekommen, wird über die komplette Lagerstuhldicke ein Schliff (ca. 35 mm 80 mm) präpariert (Abb. 4-6). A A Abb. 4-6: Schliff zur Korngrößen- und Fiederkristalldarstellung über die komplette Lagerstuhldicke Des Weiteren wird ein großflächiger Schliff über die gesamte Lagerstuhlhälfte angefertigt, um weiteren Aufschluss über Fiederkristallbereiche zu bekommen. Eine spezielle oder genormte Auswertung existiert hierfür nicht. Zusätzlich werden geprüfte HCF-Probendurchläufer hinsichtlich Fiederkristallvorkommen analysiert. Um hierbei mögliche Fiederkristalle im Werkstoff detektieren zu können, ist ein zur Probenmitte leicht versetztes Trennen und Weiterverarbeiten zu Schliffproben inklusive einer Barkerätzung notwendig. Die Analyse erfolgt hierbei unter polarisiertem Licht mit einem Auflichtmikroskop. Die Ergebnisdarstellung erfolgt im Rahmen der REM/EDX-Ergebnispräsentation. Die beschriebenen Schliffe dienen der Ermittlung von Fiederkristallbereichen über die gesamte Lagerstuhldicke sowie -breite. An den ermittelten lokalen Fiederkristallbereichen sowie außerhalb dieser Bereiche können somit in das Sandgussmodell lokale Temperatursonden zur Ermittlung der lokalen Abkühlgeschwindigkeiten der Schmelze integriert werden. Auf Basis der Ergebnisse der lokalen Fiederkristallbereichsermittlung werden die in Abbildung 4-7 ersichtlichen Messstellen (R1, R2, R3) definiert. Die Formfüllung inklusive der Temperaturerfassung während des Füllvorgangs wird von der Firma Nemak geleistet.

68 60 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Maximaler Kühlkokille- Wirkungsbereich 35 R R2 48 R3 53 Abb. 4-7: Positionsdefinition der Temperaturmessstellen R1, R2 und R3 im Lagerstuhlbereich zur Ermittlung lokaler Abkühlgeschwindigkeiten. (Blau = Schliffprobe aus Abb. 4-6). Zur Ermittlung von fiederkristallreichen und -freien Bereichen werden folgende Analyseumfänge durchgeführt. Der in Abbildung 4-7 dargestellte metallografische Schliff (blau) wird an drei verschiedenen Legierungsvarianten über mehrere Ebenen analysiert. Für die Position R1 liegen in Summe 18 Bildauswertungen von metallografischen Schliff- und HCF-Proben und für die Position R2 20 Schliffebenen zu Grunde. Dem Messpunkt außerhalb des Kühlkokillenwirkungsbereichs (R3) liegen 24 Bildauswertungen zu Grunde. Zielsetzung der Temperaturgradientenbestimmung an den definierten Messstellen ist die Ermittlung von Höchsttemperaturen sowie Abkühlraten, welche zur Bildung von Fiederkristallen beitragen oder welche fiederkristallfreie Bereiche begünstigen.

69 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Dilatometermessungen Zur Bestimmung des irreversiblen Gusswachstums der definierten Legierungsvarianten werden Dilatometermessungen durchgeführt. Es werden hierbei lediglich irreversible Längenänderungen gemessen und dokumentiert, da die reversible thermische Längenänderung bzw. Ausdehnung für die betrachtete Problemstellung nicht relevant ist. Mit der vorausgesetzten Annahme eines isotropen Werkstoffes können somit sinnvolle Rückschlüsse auf irreversible Bauteil-Volumenänderungen gezogen werden. Konform zu den Normen DIN und DIN werden die Analysen und Probenpräparationen durchgeführt. Entnommen werden die Probestäbe mit den Abmessungen 4 mm 4 mm 25 mm und planparallelen Stirnflächen aus dem Bereich P1 des Lagerstuhls. In Tabelle 4-4 sind die Umfänge der Dilatometermessungen dargestellt. Pro Legierungsvariante und Temperaturniveau werden mindestens zwei Messungen durchgeführt. Zur Ermittlung der irreversiblen Gusswachstumswertestreuung werden erste Messungen mit bis zu fünf Proben je Legierungsvariante bei der maximalen Öltemperatur im ZKG von 150 C über 100 h gemessen. An ausgesuchten Proben erfolgt die abschließende Ermittlung des Sättigungswertes bei 150 C über 400 h. Tab. 4-4: Versuchsmatrix Dilatometermessungen Temperatur [ C] Zeit [h] Untersuchungen mit der Legierung Nr. 1 dienen der Temperaturfindung, um zu niedrig gewählte Temperaturniveaus, bei denen kein irreversibles Gusswachstum festgestellt wird, ausklammern zu können. Messungen bei den Temperaturen 100 C und 125 C dienen der Wertedokumentation für eine abschließende Spannungssimulation mit der Software Abaqus.

70 62 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Verwendet wird für die Dilatometermessung ein Schubstangendilatometer DIL 402 C der Netzsch- Gerätebau GmbH (Abb. 4-8). Zur Kontrolle des Temperaturniveaus wird direkt an der Probe ein Thermoelement angebracht. Abb. 4-8:Dilatometer DIL 402 C [NET] Um Oxidationseffekte an der Prüfprobe zu vermeiden, wird diese während der Messung im Vakuum mit einer Argon-Gasatmosphäre (100 ml/min) umspült. Für die Zentrierung der Prüfprobe wird in der Rohrprobenhalterung eine Aluminiumoxidprobenauflage (Einsatzbereich bis 1680 C) verwendet. Ein annähernd reibungsfrei gelagerter Fühlstempel wird motorgetrieben bis zu einer Anpresskraft von 30cN an die Prüfprobe herangefahren. Abschließend wird das induktive Wegaufnehmersystem, welches durch notwendige Thermostatisierung aufgrund möglicher Ofen- oder Raumtemperaturschwankungen auf konstanter Temperatur gehalten wird, automatisch in die zentrale Startposition gebracht. Zum Start der Messung wird in der Software ein Temperaturprogramm zur Definition der Aufheiz- und Abkühlphase, Temperatur sowie Haltedauer hinterlegt. Mit vorangegangenen Korrekturmessungen, in Abhängigkeit vom geforderten Temperaturniveau, werden die jeweiligen Soll- Temperatureinstellungen des Ofens zum Erreichen der benötigten Ist-Probentemperatur ermittelt. Die Steuerung und Messung wird mit Hilfe des Softwaresystems TASC 414 realisiert. Versuchsdurchführung sowie Datenerfassung und -auswertung u.a. hinsichtlich Ausdehnungskoeffizienten, einzelner Temperaturpunkte und Ausdehnungsgeschwindigkeiten erfolgt mit der Software Proteus. Zusätzlich werden zur Ermittlung des absoluten Kurvensättigungswertes für jede Messung Extrapolationen durchgeführt.

71 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 63 Für die Berechnung des Einflusses der einzelnen Ausscheidungsanteile am irreversiblen Gusswachstum werden im Folgenden die notwendigen Gleichungen mit Hilfe der Literaturstellen [PHR, PEA1, PEA2, HUN, CA1, CA2, LBD, RAG, HAH, KIT] ermittelt. Die molare Masse berechnet sich hierbei aus der stöchiometrischen Zusammensetzung der jeweiligen Ausscheidung in Verbindung mit den molaren Massen der einzelnen Elementbestandteile. Die Dichte der Ausscheidungen wird aus der bekannten Gleichung (5) ermittelt: 1 V spez. M z N V A E (5) V spez. = spezifisches Volumen [cm³/g] z = Formeleinheit pro Einheitszelle = Dichte [g/cm³] N A = Avogadrokonstante (6, [1/mol]) M = molare Masse [g/mol] V E = Volumen der Einheitszelle [cm³]. Das spezifische Volumen der jeweiligen Ausscheidungen wird mit Hilfe der Gleichung (6) ermittelt. Bezogen auf die Gesamtzunahme der Ausscheidungen ergibt sich somit der prozentuale Anteil jeder einzelnen Ausscheidung an der Volumenänderung (Gl. (7)). Weitere Umfänge, insbesondere die definierten Temperaturen (485 C und 150 C) werden in Kapitel im Rahmen der thermodynamischen Berechnungen ausführlich erklärt. V spez., i, T Vspez., i f w, i, T (6) V spez. V spez., i, T V 100 spez., i, T (7) V spez., i, T = spezifisches Volumen der jeweiligen Ausscheidung bei 485 C bzw. 150 C V spez., i = spezifisches Volumen der jeweiligen Ausscheidungseinheitszelle f w, i, T = Ausscheidungsanteil (Differenz zwischen Einbau- und Betriebszustand).

72 64 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge REM/EDX-Analysen In den Voruntersuchungen wird die Basislegierung Nr. 1 hinsichtlich der vorliegenden intermetallischen Phasen mit Hilfe einer EDX-Analyse untersucht, da diese eindeutige Rückschlüsse auf die sich bildenden Ausscheidungen und deren stöchiometrischen Zusammensetzungen zulassen. Der aufgestellten Hypothese bezüglich der Verantwortlichkeit dieser Ausscheidungen für irreversibles Gusswachstum kann somit nachgegangen werden. Basierend auf diesen Ergebnissen, der durchgeführten Literaturrecherche zu irreversiblem Gusswachstum, intermetallischen Phasen und Ausscheidungsbildung sowie der thermodynamischen Berechnungen erfolgen entsprechende Modifizierungen dieser Legierung. Das Hauptaugenmerk gilt bei den REM/EDX-Untersuchungen der Legierungsvarianten dem Nachweis einer reduzierten intermetallischen Phasenbildung in den Positionen P1 und P2 durch die definierten Legierungsmodifikationen. Die Gegenüberstellung der unterschiedlichen Abkühlraten an P1 und P2 wird zur Ermittlung des Einflusses auf die Bildung intermetallischer Phasen durchgeführt. Ein Vergleich des Einbau- und Betriebszustandes zur Detektion möglicher Änderungen der intermetallischen Phasen wird nicht durchgeführt, da für intermetallische Phasenänderungen signifikant höhere (Lösungsglüh-) Temperaturen benötigt werden. Die präparierten metallografischen Schliffe werden somit im Einbauzustand unter einem Auflichtmikroskop inspiziert, um eine geeignete Prüfstelle zu detektieren. Eine geeignete Prüfstelle beinhaltet sämtliche, durch die Voruntersuchung der Legierung Nr. 1 und der Literaturrecherche ermittelten intermetallischen Phasen. Das äußere Erscheinungsbild der einzelnen ermittelten intermetallischen Phasen lässt eine Detektion geeigneter Prüfstellen reproduzierbar zu, allerdings führt erst die Analyse der stöchiometrischen Zusammensetzung zu einer eindeutigen Phasenidentifikation. Bei 1000-facher Vergrößerung wird diese geeignete Prüfstelle dokumentiert und zur eindeutigen Zuordnung sowie einfachen Auffindung im REM mit einer Nadel markiert. Neben den Untersuchungen zur Detektion von intermetallischen Phasen werden an ausgesuchten HCF-Proben, welche nach der HCF-Prüfung als Bruch vorliegen, analysiert. Hierbei gilt es die Bruchfläche eindeutig zu interpretieren und Aufschlüsse darüber zu bekommen, ob sich Fiederkristalle auf der Bruchfläche befinden und ob diese schließlich eine bruchinitiierende Wirkung ausüben. Für die Untersuchungen wird das Rasterelektronenmikroskop vom Typ Cam Scan S4-DV der Firma Cambridge Scanning, ein Energy-Dispersive X-Ray (EDX) System des Typs D-7293 sowie die Analyse- und Auswertesoftware Link ISIS Series 300 der Firma Oxford Microanalysis Group verwendet. Das REM besitzt eine maximale Beschleunigungsspannung von 40 kv, eine theoretische maximale Auflösungskapazität basierend auf Sekundärelektronen (SE) von 5 nm sowie ein theore-

73 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 65 tische maximale Vergrößerung von : 1. Das EDX-System besitzt eine maximale Bereichserfassung von 10 mm² mit einer möglichen Auflösung von 138 ev bei 5,9 kev (Mn). Durch die Rasterelektronenmikroskopie können topographische Information über das zu untersuchende Objekt ermittelt werden. Durch den einfallenden Elektronenstrahl werden Sekundärelektronen aus den äußeren Atomschalen gelöst und detektiert, wodurch eine Bilddarstellung der Objektoberfläche in Grauwerten ermöglicht wird. Die EDX-Analyse arbeitet mit der Detektion von charakteristischen Röntgenstrahlen und dient der chemischen Analyse des Werkstoffs. Hierbei wird ein kernnahes Elektron aus dem Atom gelöst, wodurch ein Elektron aus einer energiereicheren Schale unter Ausstrahlung von elementcharakteristischen Röntgenstrahlen nachrücken kann. Somit kann eine chemische Zusammensetzung von beispielsweise intermetallischen Phasen ermittelt werden. Zu beachten ist bei einer EDX-Analyse die tropfenförmige Analyseblase, welche verhältnismäßig tief in den Werkstoff reicht. Die ermittelte stöchiometrische Phasenzusammensetzung ist somit nur in Verbindung mit weiteren Analysen eindeutig zu verwerten. Für die EDX-Analyse werden im Einbauzustand zwei Proben verwendet. Pro Legierungsvariante werden somit in Summe an den Stellen P1 und P2 vier Schliffproben analysiert. Abbildung 4-9 zeigt abschließend aus einem einfallenden Elektronenstrahl resultierenden Strahlungen, mit welchen u.a. für die REM/EDX- Analysen Rückschlüsse zur Werkstoffzusammensetzung gezogen werden können. Abb. 4-9: Signalerzeugung durch Elektronenstrahl [MIE]

74 66 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge TEM/EDX-Analysen Die TEM-Untersuchungen werden aufgrund der Erkenntnisse aus den metallografischen Untersuchungen sowie den REM/EDX-Analysen und Dilatometermessungen lediglich an Proben (Abb. 4-10) von ausgesuchten Legierungsvarianten aus Position P1 durchgeführt. Ziel dieser Analyse ist die Ermittlung kleinster Ausscheidungen im Dendrit bzw. auf atomarer Ebene, um deren möglichen Einfluss auf das irreversible Gusswachstum nachweisen zu können. Hierfür werden pro Legierungsvariante jeweils eine Probe im Einbau- und Betriebszustand untersucht, um mögliche Ausscheidungsänderungen dokumentieren zu können. Die Untersuchungen finden am Naturwissenschaftlichen und Medizinischen Institut (NMI) am Standort Reutlingen statt. Abb. 4-10: Präparierte TEM-Probe aus Position P1 (links), Vergrößerung des Durchbruchs (rechts) Untersucht werden die präparierten Proben in einem Transmissionselektronenmikroskop der Firma Jeol des Typs JEM 200 FXII. Das TEM erzeugt einen probendurchdringenden Elektronenstrahl mit einer Beschleunigungsspannung von 200 kv. Die üblichen Werte bei TEM-Untersuchungen liegen zwischen 50 kv und 1000 kv. In Abhängigkeit von der Beschleunigungsspannung (200 kv) ergeben sich die äußerst geringen Elektronenwellenlängen von 2,51 pm. Das Auflösungsvermögen eines TEMs hängt wiederum von der vorliegenden Wellenlänge ab. Mit dem für diese Untersuchungen verwendeten TEM kann somit bei einer Elektronenwellenlänge von 2,51 pm ein Auflösungsvermögen von 0,25 nm realisiert werden. Die Entstehung eines Elektronenstrahls sowie das grundsätzliche Wirkungsprinzip werden mittels der schematischen TEM-Darstellung (Abb. 4-11) im Folgenden kurz beschrieben [SC9].

75 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 67 Abb. 4-11: Schematischer TEM-Aufbau [SC9]; 1 = Kathode, 2 = Wehnelt-Zylinder, 3 = Anode, 5 = Probe Für die Erzeugung eines Elektronenstrahls zur Durchdringung einer präparierten Probe wird eine zwischen der Kathode und Anode anliegenden Beschleunigungsspannung benötigt. Ein TEM enthält somit zur Elektronenstrahlerzeugung eine Elektronenquelle (Kathode), ein elektronenrichtender Zylinder (Wehnelt-Zylinder) sowie eine mittig geöffnete Anode, durch welche der Elektronenstrahl in die vakuumierte Mikroskopsäule eintritt. Mittels der Kondensatorlinse (4) wird der Elektronenstrahl auf den zu analysierenden Probenbereich gerichtet. Die im Objektiv (6) ankommenden gebeugten Elektronen erzeugen in der hinteren Brennebene des Objektivs ein primäres (7) und sekundäres (8) Zwischenbild des Probenbereichs. Die Qualität dieses Objektivs (6) beeinflusst, neben der Elektronenwellenlänge, das Auflösungsvermögen entscheidend. Die anschließende Zwischenlinse und Projektivlinse vergrößern das jeweilige Zwischenbild I bzw. II, welches abschließend auf der Registrierebene sichtbar gemacht oder elektronisch abgespeichert werden kann [SC9, MIE, REI]. Für die Probenpräparation wird das Dünnungsverfahren zur Gewinnung dünner Probenfolien angewendet. Hierfür wird eine ca. 4 mm dicke Scheibe aus der Probe herauskonfektioniert. Nach dem planparallelen Schleifen diese Scheibe auf ca. 500 µm Dicke, wird mittels einer Probenstanze eine 3 mm durchmessende zylindrische Probe entnommen. Eine weitere Dünnung erfolgt mittels der TEM-Bulk-

76 68 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Präparation auf 100 µm. Mit Hilfe eines Dimple-Grinder-System werden in der Probe beidseitig Kalotten erzeugt. Als abschließender Prozess wird die ca. 20 µm Restdicke mittig der Probe mittels Argon-Ionen (Precision Ion Polishing System) beidseitig soweit abgetragen, bis ein Durchbruch mit elektronentransparentem Randbereichen, welche nun mikrostrukturanalytisch untersucht werden können, entsteht. Angebracht werden die Probenfolien im TEM auf einem Doppelkipphalter um eine Kippung um die Polachse der Probe realisieren zu können. Eine Bilddokumentation erfolgt mit Hilfe einer CCD-Kamera des Typs 791/10B-2 (Gatan MultiScanCCD Weitwinkelkamera) Mechanische Eigenschaften Zur Bewertung der mechanischen Kennwerte werden Zugversuche bei RT nach DIN EN ISO und bei erhöhter Temperatur (150 C) nach DIN EN ISO sowie Dauerfestigkeitsversuche bei erhöhter Temperatur (150 C) in Anlehnung an DIN und ASTM E an den Positionen P1 und P2 sowie jeweils im Einbau- und Betriebszustand durchgeführt. Härtewerte werden nach DIN EN ISO 6506, DIN EN ISO 6507 und DIN primär an fiederkristallreichen Bereichen ermittelt Zugversuche Um den Einfluss der Legierungsveränderungen auf die mechanischen Werkstoffeigenschaften ermitteln zu können, werden die technische Zugfestigkeit R m und Dehngrenze R p0,2 sowie die Bruchdehnung A 5 und die für eine abschließende Simulation in Abaqus benötigte Gleichmaßdehnung A g bestimmt [BLE]. Als Präparationsposition der Zugproben aus dem Lagerstuhl wird eine mittige Lage der Zugprobenmitte in vertikaler und horizontaler Richtung innerhalb der definierten Prüfstellen (Kapitel 4.1.2) festgelegt. Verwendet werden Rundproben nach DIN B 6 30, welche in Abbildung 4-12 maßstabsgetreu zur Lagerstuhldimension dargestellt sind. Die nach der Norm im bestimmten Maße variable Probenabmessung von 74 mm wird aus Platzgründen auf 70 mm gekürzt. Die beidseitigen Gewindelängen betragen somit lediglich 13 mm. Aufgrund der ausreichenden Lagerstuhldicke können pro Position zwei Zugproben entnommen werden. Für die Zugversuche bei RT werden somit pro Position jeweils für den Einbauzustand sowie den Betriebszustand vier Zugproben präpariert. Dieselbe Probenanzahl wird folglich für die Zugversuche bei 150 C benötigt. In Summe ergeben sich somit pro Legierungsvariante 32 Zugproben.

77 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 69 Abb. 4-12: Zugprobenposition und -maße [DIN B] Die Zugversuche werden an einer Universalprüfmaschine Modell Z100 der Zwick GmbH mit einer Zug- und Druckprüfkapazität von 200 N bis 100 kn durchgeführt. Für die Zugversuche bei 150 C steht ein 3-Zonen-Rundofen Modell HTO-08/2 bis Temperaturen von 1100 C sowie ein Hochtemperatur-Extensometer Modell PMA-12/V7/1 bis Temperaturen von 1500 C der Maytec Mess- und Regeltechnik GmbH zur Verfügung. Die 3-Zonen-Ofentemperaturregelung erfolgt über einen PID- Regler vom Typ MSRA-61/1/RS der Maytec GmbH. Für die Messung werden Keramikmessschneiden mit definierter Kraft an die Zugprobe angesetzt. Die Messdaten werden mit der Software testxpert der Zwick GmbH aufgezeichnet. Die im Folgenden beschriebene Versuchsdurchführung gilt für Zugversuche bei RT und bei 150 C. Für die Zugversuche bei erhöhter Temperatur wird lediglich zusätzlich ein Rundofen installiert. Zu berücksichtigen ist hierbei eine notwendige Aufheizphase von ca. 90 Minuten. Die Hochtemperatur- Extensometer müssen sich hierbei bereits im Ofen befinden und können erst direkt vor Versuchsstart mittels eines Feinstellrads an die Probe angebracht werden [DIN EN ISO ]. Grundsätzlich erfolgt vor Versuchsstart die Eingabe der Versuchsparameter in die Software. Dies beinhaltet die exakte Probengeometrie, die Prüfgeschwindigkeit von 5 MPa/s sowie das Abschaltkriterium bei einem Lastabfall von 10 %. Die Keramikmessschneiden werden mittels eines gekerbten Parallelendmaßes auf 30 mm eingestellt. Nach Aufbringung einer maschinenspezifischen Vorkraft erfolgt die Versuchsdurchführung mit abschließendem Ergebnisexport zur Auswertung in Excel.

78 70 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Dauerfestigkeitsversuche Zur Ermittlung der zyklischen Kennwerte werden ausschließlich Dauerfestigkeitsversuche bei erhöhter Temperatur (150 C) durchgeführt. Darüber hinaus wird aufgrund der Zielsetzung dieser Arbeit keine komplette Wöhlerkurve bestimmt, sondern lediglich der High-Cycle-Fatigue-Bereich betrachtet. Die Positionen der HCF-Proben ergeben sich analog zu den Zugprobenpositionen mittig der definierten Prüfstellen (Kapitel 4.1.2). An Position P1 werden pro Legierungsvariante 16 konische Urglas-HCF- Proben im Einbauzustand geprüft (Abb. 4-13). Die Prüfung des Betriebszustandes an P1 entfällt aufgrund der in Kapitel 5 dargestellten Ergebnisse des Einbauzustands. An Position P2 erfolgt die Untersuchung im Einbau- und Betriebszustand, um grundsätzlich die Dauerfestigkeit zu bestimmen und darüber hinaus den Einfluss der Legierungsänderungen ohne jegliche Störfaktoren wie z.b. Poren detektieren zu können. Die Oberflächenrauhigkeit R z der Prüfproben beträgt im Bereich des kleinsten Durchmessers 2,5 µm. Abb. 4-13: HCF-Probenposition und -maße [DIN 50100] Für die Untersuchungen steht ein Hochfrequenzpulsator ( Resonanzpulser ) vom Typ Amsler 20 HFP 5100 inklusive der Steuer- und Auswertesoftware testxpert der Zwick GmbH sowie ein 3-Zonen- Ofen vom Typ HTO-08 (Temperaturbereich bis 900 C) der Maytec GmbH zur Verfügung. Der Hochfrequenzpulsator unterstützt Prüfungen im Zug-, Druck-, Schwell- und Wechsellastbereich bei Frequenzen zwischen 35 Hz und 300 Hz sowie der maximalen Mittellast von 20 kn. Die Messungen können entweder kraft- oder dehnungsgesteuert durchgeführt werden.

79 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 71 Die zyklische Beanspruchung des Lagerstuhlbereichs liegt im Zugschwellbereich, weshalb bei einem Spannungsverhältnis von R u 0,05 o (8) R = Spannungsverhältnis u = Unterspannung [MPa] o = Oberspannung [MPa] geprüft wird. Die Versuchsdurchführung und Auswertung wird auf Basis des Treppenstufenverfahrens nach Hück mit einem definierten Stufensprung von d = 3 MPa und einer werkstoffabhängigen Anfangsspannungsamplitude a kraftgesteuert bis zu Lastwechseln durchgeführt. Für die Versuchsdurchführung sind in die Eingabemaske der Software die berechneten statischen sowie zyklischen Lasten in Abhängigkeit von der geprüften Spannungsamplitude einzugeben. Berechnet werden diese Lasten über die im Folgenden beschriebenen Zusammenhänge (Abb. 4-14). a = Spannungsamplitude m = Mittelspannung o = Oberspannung u = Unterspannung Abb. 4-14: Kennwerte für HCF-Versuche im Zugschwellbereich

80 72 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Bei Vorgabe der Spannungsamplitude a und probenabhängigem Durchmesser (6 mm), woraus sich die Prüffläche (ca. 28 mm²) berechnen lässt, ergibt sich die zyklische Kraftamplitude F a (Gl. (9)): F a a A (9) F a = Kraftamplitude [N] a = Spannungsamplitude [MPa] A = Fläche [mm²]. Die benötigte statische Last F m ermittelt sich in Verbindung mit der vorhandenen Prüffläche aus folgenden Formeln: m o u 2, (10) a o u 2, (11) m a 1 1 R R. (12) Aus den Gleichungen ((8) (11)) ergibt sich nach Eliminierung von o und u die Gleichung (12), woraus die gesuchte Größe m bzw. F m ermittelt werden kann. Weitere Prüfungskriterien sind die kontinuierliche Überwachung der Prüftemperatur von 150 C sowie das Einhalten einer Aufheizphase nach Probeneinbau von 90 Minuten. Entsprechend der Versuchsdurchführung erfolgt auch die Auswertung der HCF-Versuche nach Hück [HAI]. In Abbildung 4-15 ist zu erkennen, dass ein Spannungsniveau mit nur einer Prüfung nicht berücksichtigt wird. Auf Spannungsniveaus mit mehreren Ereignissen werden Brüche sowie Durchläufer gewertet. Darüber hinaus wird am Ende der Prüfung eine weitere fiktive Probe (Spannungsniveau von vorherigem Ereignis abhängig) hinzugefügt [BLE, HAI].

81 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 73 Abb. 4-15: Treppenstufenverfahren nach Hück [HAE] Nach Bestimmung der Parameter F, A und B erfolgt die Berechnung der mittleren Dauerfestigkeit 50% sowie die Varianz nach Gleichung (13) und (14). Dabei bezeichnet die Varianz die Ausdehnung einer Verteilung um einen Mittelwert: 50% a0 A d F, (13) F B A 2 F 2 50% = mittlere Dauerfestigkeit [MPa] a0 = kleinste erreichbare Spannungsamplitude [MPa] d = Stufensprung [MPa] F, A, B = Parameter für die Berechnung des Treppenstufenverfahrens = Varianz. (14) Mit der Varianz, der Versuchsanzahl n sowie mit dem Stufensprung d lässt sich die Standardabweichung mit Hilfe der Abbildung 4-16 abschätzen.

82 74 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Abb. 4-16: Abschätzung der Standardabweichung [HAI] Da für die Motorenauslegung ausschließlich Überlebenswahrscheinlichkeiten von 90 % und höher relevant sind, erfolgt eine Berechnung nach Gleichung (15): P ü 90% 1, 28 50% s P ü 90% = Überlebenswahrscheinlichkeit von 90% [MPa]. (15) Eine Überlebenswahrscheinlichkeit von 90 % bezeichnet das Erreichen einer ertragbaren angegebenen Spannung mit einer Wahrscheinlichkeit von 90 %. Bezieht man dies auf die Prüfproben, so überleben 90 % der Prüfproben diese angegebene Spannung [HAI, BLE]. Wird eine Normalverteilung der Spannungsamplituden angenommen, befindet sich die Überlebenswahrscheinlichkeit P ü90% das 1,28-fache der Standardabweichung s von der Überlebenswahrscheinlichkeit P ü50% entfernt [HAI]. Parallel zur Bestimmung der reinen Dauerfestigkeitswerte der einzelnen Legierungsvarianten erfolgt an geprüften HCF-Proben eine Bruchflächenanalyse, um mögliche Dauerfestigkeitsabhängigkeiten bezüglich Fiederkristallen ermitteln zu können. Hierzu werden jeweils Bruchproben sowie Durchläufer auf gleichem Lastniveau untersucht (z.b. in Abb Lastniveau a1 ). Die Ergebnisse der Bruchflächenanalyse werden im Rahmen der REM/EDX-Ergebnisdarstellung durchgeführt.

83 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Härtemessungen Zur Charakterisierung der Fiederkristalle werden an ausgesuchten fiederkristallreichen Lagerstuhlabschnitten Makro- und Mikro-Härtemessungen sowie großflächige Mikro-Härtescans durchgeführt. Die Messungen erfolgen an präparierten Schliffen ohne Einbettmasse. Ausschlaggebend für diese Untersuchungen sind die Ergebnisse der REM/EDX-Analysen am Fiederkristall. Zum Vergleich dieser Werte werden Makro-Härtemessungen außerhalb fiederkristallreicher Bereiche nach dem Brinell- Verfahren (DIN EN ISO 6506) ausgeführt. Hierfür werden planparallele Probenquader aus Position P2 mit der Abmessung 60 mm 30 mm 10 mm verwendet. Die Mikrohärtemessungen werden nach dem Vickers-Verfahren (DIN EN ISO 6507) durchgeführt. Im Gegensatz zu den Makro- und Mikro- Härtemessungen erfolgt die Härtewertermittlung bei einem Mikro-Härtescan nach dem Ultrasonic Contact Impedance (UCI) Verfahren (DIN 50159). Für die Makrohärtemessungen steht die Universalhärteprüfmaschine Wolpert DIA Testor 2RC der Amsler Otto Wolpert-Werke GmbH zur Verfügung. Die Mikrohärtemessungen werden mit dem Gerät vom Typ Leica VMHT MOT der Firma Walter Uhl GmbH und die Mikro-Härtescans mit dem Härtescanner UT100 der Firma BAQ GmbH durchgeführt. Pro Legierungsvariante und Werkstoffzustand werden acht Härteeindrücke unter Einhaltung der genormten Probenrand- und -zwischenabständen angebracht. Die Prüfbedingungen der Brinell-Makrohärteeindrücke setzen sich aus einer Prüfkraft von 613 N mit einer Einwirkdauer von 15 s unter Verwendung eines Prüfkörperdurchmessers von 2,5 mm zusammen. Für die Vickers-Mikrohärteeindrücke wird eine Prüfkraft von 0,25 N mit einer Einwirkdauer von 15 s und als Eindringkörper eine Diamantpyramide mit einem Flankenwinkel von 136 verwendet. Für die Härteprüfung nach dem UCI-Verfahren wird ein mit einem Vickersdiamant besetzter Stab bis zur Eigenresonanzfrequenz angeregt. Beim Eindringen in den Werkstoff unter definierter Prüfkraft wird in Abhängigkeit von der Größe der Kontaktfläche die zu messende Resonanzfrequenz verändert. Proportional zur Kontaktfläche verhält sich die Härte des Werkstoffs, weshalb unter Berücksichtigung der gespeicherten werkstoffspezifischen E-Moduln von Härtevergleichsplatten, der bekannten Prüflast und der gemessenen Frequenzänderung Härtewerte berechnet werden können [DIN 50159]. Die Messung selbst erfolgt nach Definition des Messbereichs, der Prüflast (HV0,1), der Haltezeit (10 Sekunden) sowie der normgerechten Abstände (0,15 mm) zwischen den Messeindrücken automatisch. Für den Härtescan wird das Polygonmessverfahren verwendet, um einen beliebig definierten Messbereich prüfen zu können. Die Auswertung erfolgt über die Darstellung eines topographischen Farbmusters in Abhängigkeit von den berechneten Härtewerten. Je nach gewählter Bereichsgröße liegen der Auswertung bis zu 4000 Mikromesspunkte zu Grunde.

84 76 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 4.3 Simulationswerkzeuge Dieses Kapitel beschreibt die theoretische Betrachtung des Werkstoffgrundgefüges in Form von thermodynamischen Berechnungen und Strukturanalysen. Die thermodynamischen Berechnungen beinhalten Ausscheidungsberechnungen, um die vorliegenden intermetallischen Phasen sowie Ausscheidungen legierungsabhängig definieren zu können. Die daraus berechneten Phasenzustandsdiagramme dienen als Grundlage für Modifikationen der Basislegierung Nr. 1. Die Strukturanalyse wird mit der Simulationssoftware Abaqus durchgeführt und beinhaltet die Berechnung des Spannungsverhaltens im Bereich des Lagerstuhls. Zur Wertung der Werkstoffmodifikationen erfolgt an zwei ausgesuchten Legierungsvarianten ein Vergleich der sich unter Temperatur einstellenden Vergleichsspannungen Thermodynamische Berechnungen Die thermodynamischen Berechnungen dienen der theoretischen Betrachtung des vorliegenden Werkstoffs und dessen intermetallischen Phasen sowie die sich bildenden Ausscheidungen unter Temperatureinfluss. Basierend auf diesen berechneten Ergebnissen sowie den Erkenntnissen aus der Literaturrecherche und den REM/EDX-Untersuchungen an der Legierungsvariante Nr. 1 werden die Legierungsmodifikationen definiert. Bevor eine thermodynamische Berechnung durchgeführt werden kann, muss eine eindeutige Zuordnung und Definition des Einbauzustandes bzw. Betriebszustandes hinsichtlich des tatsächlich vorliegenden thermodynamischen Werkstoffzustandes erfolgen. In dem thermodynamischen Berechnungstool liegen zwei mögliche Berechnungsmodelle vor. Einerseits kann eine Berechnung nach dem Modell Scheil, welches einen sofortigen eingefrorenen Gefügezustand am Punkt der kompletten Erstarrung simuliert, andererseits nach dem Modell Gleichgewicht, welches eine unendliche lange Erstarrungszeit simuliert, durchgeführt werden. Das Modell Scheil lässt somit keine Ausscheidungsvorgänge zu. Im Gegensatz hierzu simuliert das Modell Gleichgewicht einen vollendeten Ausscheidungsprozess im Gefüge [COM].

85 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 77 Nachdem das ZKG durch die integrierten Kühlkokillen während des Abgusses eine extrem schnelle Erstarrung im Lagerstuhlbereich erfährt, liegt die Anwendung des Modells nach Scheil nahe. Allerdings erfährt das ZKG durch die Entsandung eine Temperaturbelastung von 485 C über 4 h mit anschließender Luftabschreckung. Das nun tatsächlich vorliegende Werkstoffgefüge muss somit nahe der Berechnung nach dem Gleichgewichtsmodell zu einer Temperatur von 485 C vorliegen. Für die weitere Berechnung wird nun der Einbauzustand des ZKGs als ein thermodynamisch berechneter und eingegefrorener Gleichgewichtszustand bei 485 C definiert. Bezüglich des Betriebszustandes ist eine thermodynamische Zuordnung einfacher. Durch die Auslagerungsdauer von 165 h bei einer Temperatur von 150 C mit anschließender Luftabschreckung ergibt sich der theoretische eingefrorene Gleichgewichtszustand bei 150 C. Somit werden für den Betriebszustand die Ausscheidungsanteile betrachtet, welche nach der thermodynamischen Berechnung bei 150 C nach dem Modell Gleichgewicht vorliegen. Mit diesen Grunddefinitionen werden nun Berechnungen auf Basis der Legierungsvariante Nr. 1 durchgeführt. Die ermittelten Phasendiagramme dienen der grundsätzlichen Abbildung des Phasenzustandes und primär der Elementgehaltsdefinition für neue Legierungsvarianten, um mögliche irreversible gusswachstumsverursachende Ausscheidungsphasen sinnvoll reduzieren oder verhindern zu können. Umgesetzt werden die thermodynamischen Berechnungen mit dem Simulationsprogramm Pandat der Firma Computherm LLC. Es stehen mehrere Werkstoffdatenbänke, u.a. eine Aluminium-Datenbank, zur Erstellung von Phasendiagrammen und für Bestimmungen thermodynamischer Eigenschaften zur Verfügung. Auf Basis der Aluminium-Datenbank können alle gängigen Al-Legierungen sowie die sich bildenden intermetallischen Phasen und Ausscheidungen berechnet werden. Hierfür werden die für diese Untersuchungen relevanten Legierungselemente Al, Si, Cu, Mg, Fe und Mn in Gewichtsprozent für die Berechnung für beide Berechnungsmodelle berücksichtigt. Die thermodynamischen Berechnungen basieren auf der Gibbs-Funktion. Die hierfür benötigten Kennwerte (Gibbs-Energie, Enthalpie, Entropie und spezifische Wärmekapazität) für reine Legierungselemente sowie für die intermetallischen Phasen sind in der Datenbank hinterlegt. Die notwendigen Rechenschritte und Formeln zur Berechnung von Mehrkomponenten-Legierungen sind in [COM] sowie im Allgemeinen in [HAH] hinterlegt und werden an dieser Stelle nicht weiter betrachtet.

86 78 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Struktursimulation Um die Auswirkungen des irreversiblen Gusswachstums auf die Spannungszustände deuten zu können, wird der statische Zustand mit linearer Erhöhung der Öltemperatur von 25 C auf 150 C und den über die Zeit und Temperatur gemittelten maximalen Gusswachstumswerten je Legierung simulativ betrachtet. Die absoluten Spannungswerte können aus diesen Gründen nicht bewertet werden, da hierfür u.a. zyklische Zustände, Zeitabhängigkeiten des irreversiblen Gusswachstums, reversible thermische Ausdehnungen sowie Gewindekerbwirkungen berücksichtigt werden müssen. Die Vorgehensweise zur Bestimmung der Spannungsunterschiede zwischen den Legierungsvarianten ist zu quantitativen Vergleichszwecken aussagekräftig und dient als Basissimulation für nachfolgende komplexe und zeitintensive Simulationen. Der kritische Lagerstuhlbereich bei hochzyklischen Belastungen sind die kerbintensiven Schraubenbereiche, insbesondere der Bereich außerhalb der Kühlkokille (P1), weshalb primär in diesem Bereich eine simulative Betrachtung stattfindet. Für die Analyse werden die VON MISES-Vergleichsspannungen des höchstbelasteten Schraubenbereichs ermittelt und ein Vergleich zwischen den Legierungsvarianten Nr. 1 und Nr. 3 durchgeführt [SCS, BLE]. In diesem Kapitel werden somit die allgemeine Simulationsplanung, die vorliegende Modellstruktur inklusive Analysebereichsauswahl sowie die Simulationsdurchführung mit detaillierter Darstellung der Randbedingungen und Auswertesystematik dokumentiert. Für die Simulation im FE-Programm Abaqus wird das in Abbildung 4-17 dargestellte vernetzte ZKG verwendet. Abb. 4-17: Vernetztes ZKG mit unterschiedlichen Kontinuumselementen

87 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 79 Um den ohnehin bereits großen zeitlichen Rechenaufwand zu reduzieren, wird für die Simulation ausschließlich die fein benetzte rechte Seite des ZKGs betrachtet. Diese ZKG-Seite besteht aus dreidimensionalen quadratischen 10-Knotenkontinuumselementen (Tetraeder-Elemente) bei Knotenpunkten [WEB]. Die zugehörige Namenskonvention in Abaqus ist wie folgt und gilt analog zu den weiteren aufgeführten Bezeichnungen (Abb. 4-18). Das verwendetet Teil-Modell besteht aus mehreren vordefinierten Bauteilen (Tab. 4-5 und Abb. 4-19). TYPE C3D10, ELSET = P380 Kontinuumselement Bauteilname 3-dimensional Bauteil 10 Knoten pro Element Abb. 4-18: Namenskonvention in Abaqus Tab. 4-5: Teilbereiche des ZKG-Modells Typbezeichnung Bauteil 3D-Kontinuumselement P310 KGH rechts Bereich 4 (blau) C3D10 P320 P330 P340 KGH rechts Bereich 3 (rot) KGH rechts Bereich 2 (weiß) KGH rechts Bereich 1 (grün) Quadratisches 10-Knotenelement (Tetraeder) P380 Lagerdeckel rechts (braun)

88 80 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge Abb. 4-19: Rechte KGH-Seite mit definierten Bauteilen Für diese Simulation liegen bereits und ausschließlich die Netzstruktur des ZKGs sowie vordefinierte Randbedingungen in Form von festen Verbindungen zwischen den Bauteilen, insbesondere zwischen den Lagerdeckeln und dem ZKG vor. Die Bauteildefinitionen sowie die Temperaturverteilung bei einer Öltemperatur von 150 C sind ebenfalls bereits hinterlegt. Für die weitere Vorgehensweise erfolgt somit ausschließlich eine Werkstoffdefinition, eine bereichsabhängige Temperaturprofildefinition sowie eine Randbedingungsdefinition in Form einer translatorischen und rotatorischen festen Verankerung der kompletten Stirnfläche des getrennten ZKGs (Freiheitsgrade 1 bis 6). Die Parts P310 bis P340 werden materialtechnisch als Aluminium und die Lagerdeckel (P380) als Grauguss definiert. Anhand der Gleichungen, welche mit Hilfe der Literaturstellen [ALB], [KLE], [KUN], [MUW], [MUK], [SCS] und [WIS] zusammengestellt werden, ist ersichtlich, welche Messwerte und Werkstoffkennwerte notwendig sind. Die Ermittlung der VON MISES-Vergleichsspannung nach der Gestaltänderungsenergiehypothese (GEH) für den allgemeinen Spannungszustand in einem Volumenmodell erfolgt mit Gleichung (16): v x y z x y x z y z 3 xy xz yz (16)

89 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 81 v = VON MISES-Vergleichsspannung = Hauptspannungen = Schubspannungen x, y, z = Koordinatenrichtungen. Die im Folgenden dargestellten Gleichungen gelten für ein linear-elastisches Materialverhalten. Des Weiteren wird eine Richtungsunabhängigkeit der Werkstoffeigenschaften angenommen und somit für die Lösung des Gleichungssystems ein vereinfachtes isotropes Werkstoffverhalten zu Grunde gelegt. Darüber hinaus erfolgt zusätzlich die Annahme eines ideal plastischen Werkstoffverhaltens. Geht man somit von einem einachsigen Spannungszustand aus, so wird dieser mit dem Hookeschen Gesetz E (17) = Spannung [MPa] = Dehnung E = Elastizitätsmodul [MPa] beschrieben. Für den hier vorliegenden dreiachsigen Spannungszustand wird allerdings das verallgemeinerte Hookesche Gesetz in Form einer linearen Tensorgleichung 4. Stufe ij Eijkl kl (18) ij = Spannungstensor kl = Verzerrungstensor E ijkl = Elastizitätstensor benötigt. Der Elastizitätstensor E ijkl (mit i, j, k, l = 1 3) besteht somit für ein anisotropisches linearelastisches Werkstoffverhalten aus 81 Elastizitätskomponenten. Aufgrund der Symmetrien von Spannungs- und Verzerrungstensor ij bzw. kl mit ij = ji und kl = lk ergibt sich eine 6 6-Matrix mit nur noch 36 Elastizitätskomponenten:

90 82 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E E (19) Die Indexpaare werden hierbei mit Hilfe der Voigtschen Notation auf einen einfachen Index reduziert. Der Elastizitätstensor kann aufgrund der Symmetrie des Spannungs- und Verzerrungstensors sowie der Vertauschbarkeit der partiellen Ableitungen weiter vereinfacht werden. Somit gilt: E ijkl = E jikl = E ijlk = E klij, (20) was zur Folge hat, dass sich die unabhängigen Elastizitätsgrößen auf 21 Komponenten reduzieren. Bei Betrachtung eines isotropen Werkstoffverhaltens reduziert sich nun diese Matrix mit 21 unabhängigen elastischen Konstanten auf lediglich zwei Parameter. Diese sind der werkstoffspezifische Elastizitätsmodul E in der Einheit N/mm² und die dimensionslose Querkontraktionszahl oder Poissonzahl, welche in den Lamé-Konstanten E (21) und E 2 1 (22) = Poissonzahl = 1. Lamé-Konstante [N/mm²] = 2. Lamé-Konstante [N/mm²] E = Elastizitätsmodul [N/mm²] wiederzufinden sind. Unter Verwendung dieser Konstanten in Verbindung mit dem Kronecker-Delta 1 falls i j ij mit i, j 1,..., n 0 falls i j ij = Kronecker-Delta, (23)

91 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge 83 dessen Matrix auch als Einheitstensor bezeichnet wird, ergibt sich unter Berücksichtigung der Vertauschbarkeit der Indizes i und j bzw. k und l für den Elastizitätstensor Eijkl ij kl ik jl il jk. (24) Für das Elastizitätsgesetz gilt somit der nachfolgende Zusammenhang 2 ij kk ij ij, (25) wobei kk über die Operation Spur mit der Aufsummierung der Matrix-Diagonalelemente ermittelt wird. Dieses Elastizitätsgesetz wird nun im Fall des betrachteten temperierten ZKGs mit der thermischen Spannungskomponente zu der sogenannten Duhamel-Neumann-Gleichung für isotropes linearelastisches Werkstoffverhalten erweitert: T ij kk ij = thermischer Ausdehnungskoeffizient [1/K] ij (26) T = Temperaturdifferenz [K]. Da für alle Legierungsvarianten bezüglich des reversiblen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der gleiche Wert angenommen wird und darüber hinaus im Rahmen der Dilatometermessungen keine reversiblen Ausdehnungskomponenten sondern lediglich die irreversiblen Ausdehnungskomponenten ermittelt werden, folgt für den thermischen Ausdehnungskoeffizienten in Gleichung (26): = irrev. = T. (27) Der Parameter T in Gleichung (26) entspricht der Temperaturdifferenz in diesem Fall zwischen 25 C und 150 C Öltemperatur. Die zugehörige vorliegende Temperaturverteilung im ZKG aufgrund der Öltemperatur von 150 C wird im Ergebnisteil dokumentiert. Zu dieser Temperaturverteilung sollen nun rechnerisch die zugehörigen Spannungszustände unter Verwendung der werkstoffspezifischen Kennwerte inklusive der unterschiedlichen irreversiblen thermischen Ausdehnungskoeffizienten ermittelt werden. Für die Ermittlung der VON MISES-Vergleichsspannung kann eine zeitunabhängige Betrachtung durchgeführt werden. Zur Berechnung erfolgt trotz der vorliegenden Zeitunabhängigkeit die Definition eines einfachen linearen Steps. Ausgehend von einer Anfangstemperatur (25 C) erfolgt eine lineare Aufheizung des ZKGs innerhalb von 60 s bis zur Temperaturverteilung bei 150 C Öl-

92 84 Experimentelle Methoden und Simulationswerkzeuge temperatur. Im Step wird somit für die Zeitdauer von 60 s ein erster Berechnungsschritt nach 0,01 s definiert. Der kleinste Berechnungsschritt wird hierbei auf 10-5 s und dessen Maximalwert bei 60 s bei einer maximalen Berechnungsschrittanzahl von festgelegt. Die notwendigen Werkstoffparameter zur Ermittlung der VON MISES-Vergleichsspannung werden im Rahmen der statischen und zyklischen Untersuchungen detektiert und in Tabelle 5-21 dokumentiert. Bereichsanalysen und -vergleiche finden an beiden Legierungsvarianten im Lagerstuhl 2 (P320) und 3 (P330) statt. Die Auswertung der mittleren VON MISES-Vergleichsspannungen jedes einzelnen Elementzentrums ( centroid ) erfolgt in Abhängigkeit vom Zentrumsabstand an vier Integrationspunkten. Um elementübergreifend sinnvolle Farbgebungen in der Spannungsdarstellung zu bekommen, erfolgt eine Spannungswert-Extrapolation von den Integrationspunkten zu den Knotenpunkten, da in diesen primär Verschiebungen und Verdrehungen hinterlegt sind [KAT]. Es erfolgt eine Mittelung der Knotenbeiträge, sofern die Wertdifferenzen nicht gravierend sind. Es erfolgt hierbei eine Definition der Wertmittelung ab einem Wert kleiner 75 % der größten Differenz im Modell (Legendenbestandteil: Avg.: 75 % ) [WEB]. Um für die jeweiligen Lagerstuhlbereiche einen vergleichbaren Spannungswert zu bekommen, werden die ermittelten VON MISES-Vergleichsspannungen jedes Elements als Textdatei abgespeichert und abschließend zur Auswertung in Excel mit Hilfe eines Makros importiert. Für den jeweiligen Lagerstuhlbereich wird somit der arithmetische Mittelwert sowie die Spannungsspitzen (Maximalwerte) der VON MISES-Vergleichsspannungen ermittelt, um die Auswirkungen der Legierungsveränderungen verdeutlichen zu können. Die Zahlenkennwerte der notwendigen Parameter zur Berechnung der VON MISES-Vergleichsspannung werden im Ergebnisteil (Kapitel 5.3) aufgeführt.

93 Ergebnisse 85 5 Ergebnisse Für die Definition der Legierungsvarianten werden im ersten Schritt die Ergebnisse der Basislegierungsuntersuchungen dargestellt. Im zweiten Schritt werden die Ergebnisse der physikalischen Eigenschaften der definierten Legierungsvarianten in Form von Gefügeanalysen und mechanischen Kennwertermittlungen dokumentiert. Das abschließende Kapitel beinhaltet die simulative Beurteilung eines veränderten irreversiblen Gusswachstums hinsichtlich des Spannungsverhaltens im Lagerstuhlbereich. 5.1 Basisanalyse Für die Definition der Legierungsvarianten werden thermodynamische Berechnungen sowie Werkstoffanalysen auf Basis der Serienlegierung durchgeführt. Die Ergebnisse der Werkstoffanalyse beinhalten eine kurze Übersicht zu den charakteristischen Gefügemerkmalen Porosität, SDAS-Wert und Korngröße sowie eine ausführliche Darstellung der Phasenzusammensetzung durch REM/EDX- Untersuchungen. Zur vollständigen Charakterisierung der Basislegierung werden des Weiteren die Ergebnisse aus den Zugversuchen sowie den Dauerfestigkeitsuntersuchungen dokumentiert Gefügeanalyse Zur Ermittlung der tatsächlichen Legierungselementmassenanteile der Basislegierung wird eine chemische Analyse durchgeführt. In Tabelle 5-1 sind die ermittelten Ist-Werte dargestellt. Tab. 5-1: Ist-Werte der Basislegierung nach chemischer Analyse in Massenprozent Nr. Bezeichnung Si [%] Cu [%] Mg [%] Ti [%] Mn [%] Fe [%] 1 Serie 8,42 3,06 0,37 0,08 0,33 0,49

94 86 Ergebnisse Die Basislegierung enthält auf einer Messfläche von ca. 90 mm² eine Porosität an Position P1 von 0,23 % und an Position P2 von 0,03 %. Die entsprechenden SDAS-Werte werden mit 34,8 µm an P1 und mit 18,8 µm an P2 registriert. Die Analyse der Korngrößen an P1 und P2 ergeben die Werte von 773 µm respektive 231 µm. Dilatometermessungen und TEM/EDX-Analysen werden an der Basislegierung im Rahmen der Legierungsvariantenuntersuchung durchgeführt und entsprechend im Folgenden präsentiert. Ausschlaggebende Untersuchungen für die Variantendefinitionen bezüglich der Gefügestruktur sind die folgenden REM/EDX-Voruntersuchungen. Die Voruntersuchungen an der Basislegierung Nr. 1 hinsichtlich der vorliegenden Phasenanteile dienen als Grundlage zur Ermittlung deren Einfluss auf das irreversible Gusswachstum. Parallel zu den Voruntersuchungen werden Literaturrecherchen durchgeführt, um die detektierten intermetallischen Phasen (Abb. 5-1 und 5-2) anhand der stöchiometrischen Zusammensetzung sowie der charakteristischen Phasenform und Farbgebung unter dem Lichtmikroskop identifizieren zu können. Abb. 5-1: EDX-Analyse der Basislegierung

95 Ergebnisse 87 Si Cu Mg Fe Mn Abb. 5-2: Elementverteilungsdarstellung der Abbildung 5-1 Die endgültige Identifikation bzw. Bezeichnung der detektierten Phasen (Tab. 5-2) erfolgt somit aus der Korrelation der Ergebnisse aus den thermodynamischen Berechnungen, Literaturrecherchen sowie den EDX-Analysen. Demnach liegen in der Basislegierung parallel zum ausgeschiedenem Element

96 88 Ergebnisse Silizium die intermetallischen Phasen Al 2 Cu, Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6, Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 sowie die Aluminiummatrix vor. Tab. 5-2: Stöchiometrische Zusammensetzung der detektierten Basislegierungsphasenanteile in Massenprozent Position in Abb. 5-1 Zusammensetzung [%] Bezeichnung 1 Al 49,57 Si 0,85 Cu 48,78 Ni 0,8 Al 2 Cu 2 Al 22,43 Si 32,26 Cu 17,33 Mg 27,99 Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 Al 57,20 Si 10,14 3 Cu 5,71 Mn 7,84 Fe 18,80 Cr 0,31 Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 4 Al 75,06 Si 21,82 Cu 2,41 Zn 0,71 Al-Matrix Mechanische Kennwertermittlung Die mechanischen Kennwertermittlungen der Basislegierung beinhalten Zugversuche bei RT und 150 C an P1 und P2 jeweils im Einbau- und Betriebszustand sowie analoge Dauerfestigkeitsversuche bei ausschließlich 150 C. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 5-3 und 5-4 aufgelistet. Eine direkte Analyse der Unterschiede von Prüftemperaturen, Materialpositionen und Werkstoffzustände der Basislegierung erfolgt im Rahmen der Legierungsvariantenanalyse (Kapitel 5.2.2).

97 Ergebnisse 89 Tab. 5-3: Mechanische Kennwerte der Basislegierung bei RT RT Einbauzustand Betriebszustand R m R p0,2 A 5 R m R p0,2 A 5 [N/mm²] [N/mm²] [%] [N/mm²] [N/mm²] [%] P1 297 ± 0,5 251 ± 0,8 1,0 ± 0, ± 3,6 357 ± 0,8 0,3 ± 0,04 P2 339 ± 0,1 247 ± 1,9 3,2 ± 0, ± 0,1 348 ± 0,9 1,9 ± 0,09 Tab. 5-4: Mechanische Kennwerte der Basislegierung bei 150 C (High-Cycle-Fatigue-Werte (HCF) bei P ü90% ) 150 C Einbauzustand Betriebszustand R m R p0,2 A 5 HCF R m R p0,2 A 5 HCF [N/mm²] [N/mm²] [%] [MPa] [N/mm²] [N/mm²] [%] [MPa] P1 266 ± 1,4 221 ± 1,6 1,4 ± 0,06 40,8 331 ± 0,8 305 ± 1,5 0,7 ± 0,06 - P2 285 ± 4,5 203 ± 1,6 5,7 ± 0,34 61,7 336 ± 2,1 292 ± 1,4 3,0 ± 0,35 51,3

98 90 Ergebnisse Thermodynamische Berechnungen zur Basislegierung Grundlage für die thermodynamischen Berechnungen der Basislegierung sind die Ergebnisse der chemischen Analyse. Berechnungen (s. Hinweis in Kapitel 4.3.1) mit diesen ermittelten Werten ergeben das nachfolgende Phasendiagramm (Abb. 5-3) mit den entsprechenden Phasenanteilen im Einbau- und Betriebszustand (Tab. 5-5). Das ermittelte Phasendiagramm dient als Basis für Modifikationen dieser Legierung. Silizium + -Aluminium + Al 15 (Fe, Mn) 3 Si 2 + -Al 5 FeSi EZ: 485 C Silizium + -Aluminium + Al 2 Cu + Al 15 (Fe, Mn) 3 Si 2 + -Al 5 FeSi Silizium + -Aluminium + Al 15 (Fe, Mn) 3 Si 2 + -Al 5 FeSi + Al 2 Cu + Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 Silizium + -Aluminium + Al 15 (Fe, Mn) 3 Si 2 + -Al 5 FeSi + Al 2 Cu + Al 3 Ti + Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 BZ: 150 C Abb. 5-3: Phasendiagramm Basislegierung, Modell Gleichgewicht (w% = Massenprozent), (EZ = Einbauzustand; BZ = Betriebszustand), (Berechnet mit dem jeweiligen Hauptlegierungselementgehalt von Si = 8 %, Cu = 1 % - 5 %, Mg = 0,3 %)

99 Ergebnisse 91 Tab. 5-5: Phasenanteile in der Basislegierung, Modell Gleichgewicht in Massenprozent Temp. [ C] Phasenanteile [%] Silizium Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Al 5 FeSi Al 15 (Fe,Mn) 3 Si 2 -Al 2 Cu Al 3 Ti -Aluminium 485 7,34-1,17 0,71 0,31-90, ,69 0,89 1,17 0,75 3,66 0,18 85,66 Im Phasendiagramm (Abb. 5-3) sind die Erstarrungslinien (schwarze Kurven) jeder einzelnen Legierungsphase des Systems in Abhängigkeit vom Kupfergehalt und der Temperatur abgebildet. Bei Betrachtung des 3%-Cu-Gehaltes (rote Linie) ist zu erkennen, dass oberhalb von 600 C keine festen Bestandteile in der Schmelze vorhanden sind. Unterhalb dieser Temperatur bilden sich bereits erste Phasenanteile. Demnach liegen beispielsweise bei der Temperatur von 485 C (definierter Einbauzustand) die Legierungsbestandteile Silizium, Aluminium, Guinier-Preston-Zonen (Al 2 Cu), Al 15 (Fe,Mn) 3 Si 2 - und -Al 5 FeSi-Phasen vor. Des Weiteren ist im Phasendiagramm zu erkennen, dass sich bis zur vollständigen Erstarrung lediglich noch die Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 - und Al 3 Ti-Phasen bilden. Die Schnittpunkte der Werkstoffzustände (EZ und BZ) mit der 3%-Cu-Linie ergeben somit jeweils die Phasenzusammensetzung der Basislegierung. Anhand der detektierten Phasenanteile ist ersichtlich, welche Legierungselemente signifikanten Anteil an der Phasenbildung haben. Nach dem Phasendiagramm kann eine theoretische Verhinderung der Al 2 Cu-Phase im Betriebszustand durch Reduktion des Kupfergehaltes unter 2,5 % erwartet werden. Eine Cu-Gehaltserhöhung über 3 % ergibt bezüglich der Phasenbildung keine Veränderung (Abb. 5-3). Nach den thermodynamischen Berechnungen bilden sich die Phasen Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 und Al 3 Ti erst bei geringeren Temperaturen. Ein Anstieg des Phasenanteils im Betriebszustand ist bei den weiteren Phasen zu erkennen. Ausnahme bildet hierbei die -Al 5 FeSi-Phase, welche im Phasengehalt konstant bleibt. Eine ausführliche Analyse und Berechnung der Phasenveränderungen und deren Auswirkung auf das irreversible Gusswachstum wird im Rahmen der Legierungsvariantenanalyse durchgeführt.

100 92 Ergebnisse 5.2 Definition und Analyse der Legierungsvarianten Die im Folgenden dokumentierten Ergebnisse beinhalten die Legierungsvariantendefinition sowie deren Analyse. Zum direkten Vergleich werden erneut die bereits ermittelten mechanischen Eigenschaften der Basislegierung dokumentiert. Die Ergebnisse beinhalten neben den herkömmlichen Gefügeanalysen und mechanischen Kennwertermittlungen die Ergebnisse zu den bereits erwähnten Fiederkristallen. Diese Ergebnisse bestehen primär aus der grundsätzlichen Charakterisierung dieser Dendritenform sowie die Analyse eines möglichen Einflusses auf die Dauerfestigkeit Thermodynamische Berechnungen und Legierungsvariantendefinition Um die Auswirkungen einer Mg-Gehaltsänderung übersichtlich abbilden zu können, werden analoge Berechnungen zu Kapitel bezogen auf die einzelnen detektierten Phasen durchgeführt. Basierend auf den Erkenntnissen aus der Literaturrecherche werden Mg-Gehalte von 0,3 %, 0,2 % und 0,1 % bei der Auswertung berücksichtigt. Unter Verwendung der Berechnungssoftware Pandat werden hierzu jeweils für den Einbau- und Betriebszustand Phasenanteile in Abhängigkeit vom Cu- und Mg-Gehalt ermittelt. Um den Einfluss der veränderten Cu- und Mg-Gehalte übersichtlich dokumentieren zu können, erfolgt eine Aufbereitung der ermittelten phasenspezifischen Werte in Excel. Die ermittelten Phasenanteile pro Werkstoffzustand werden somit in Abhängigkeit vom Cu- und Mg-Gehalt in dokumentiert (Tab. 5-6). Betrachtet man beispielsweise das Diagramm für den Siliziumgehalt im Einbauzustand, so erkennt man bei einem Mg-Gehalt von 0,3 % einen abnehmenden Siliziumgehalt in Abhängigkeit von abnehmenden Cu-Gehalten. Ein analoges Verhalten ist bei den Mg-Gehalten von 0,2 % und 0,1 % zu verzeichnen. Betrachtet man das Diagramm bei konstanten Cu-Gehalten, dann ist mit abnehmenden Mg-Gehalten keine Siliziumgehaltsänderung festzustellen. Daraus ist zu folgern, dass sich im Einbauzustand der Siliziumgehalt ausschließlich in Abhängigkeit vom Cu-Gehalt verändert. Diese Erkenntnis lässt sich auf die Al 15 (Fe,Mn) 3 Si 2 -Phase im betrachteten Einbauzustand übertragen. Die Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase ist in diesem Werkstoffzustand nicht zu detektieren. Auffällig ist das Vorkommen der Al 2 Cu-Phase, welche unter einem Cu-Gehalt von 2 % nicht mehr zu detektieren ist. Eine Abhängigkeit zum Mg-Gehalt ist ausschließlich bei der Al 2 Cu-Phasenbildung zu erkennen. Hierbei nimmt diese Phase bei einem Cu-Gehalt von 3 % mit abnehmendem Mg-Gehalt zu (Tab. 5-6).

101 Ergebnisse 93 Tab. 5-6: Phasenanteile in Abhängigkeit vom Cu- und Mg-Gehalt im Einbau- und Betriebszustand in Massen-% Einbauzustand Anteil von Silizium Betriebszustand Anteil von Silizium Anteil der Intermetallischen Phase [%] 7,4 7,3 7,2 7,1 0,3 Mg [%] 0,2 0, Cu [%] Anteil der Intermetallischen Phase [%] 7,9 7,8 7,7 7,6 7,5 0,3 Mg [%] 0,2 0, Cu [%] Anteil von Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 Anteil von Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 Anteil der Intermetallischen Phase [%] 1 0,8 0,6 0,4 0,2 0 0,3 Mg [%] 0,2 0, Cu [%] Anteil der Intermetallischen Phase [%] 1 0,8 0,6 0,4 0,2 0,3 Mg [%] 0,2 0, Cu [%] Anteil von Al 15 (Fe,Mn) 3 Si 2 Anteil von Al 15 (Fe,Mn) 3 Si 2 Anteil der Intermetallischen Phase [%] 0,72 0,71 0,7 0,69 0,68 0,3 Mg [%] 0,2 0, Cu [%] Anteil der Intermetallischen Phase [%] 0,76 0,75 0,74 0,73 0,3 Mg [%] 0,2 0, Cu [%] Anteil von Al 2 Cu Anteil von Al 2 Cu Anteil der Intermetallischen Phase [%] 0,4 0,3 0,2 0,1 0 0,3 Mg [%] 0,2 0, Cu [%] Anteil der Intermetallischen Phase [%] ,3 Mg [%] 0,2 0, Cu [%]

102 94 Ergebnisse Ein anderes Erscheinungsbild ergibt sich bei Betrachtung des Betriebszustandes. Hierbei sind signifikante Abhängigkeiten zu beiden Legierungselementen zu erkennen. Geht man von der Basislegierung (3 % Cu- und 0,3 % Mg-Gehalt) aus, so nimmt mit abnehmenden Legierungsanteilen der Siliziumanteil kontinuierlich zu. Aufgrund des hohen Legierungsanteils des Mg-Elements in der Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 - Phase ist eine signifikante Abhängigkeit dieses Phasenanteils mit abnehmendem Mg-Gehalt die Folge. Veränderungen im Cu-Gehalt bewirken keine signifikanten Änderungen dieser Phase. Eine Abhängigkeit lediglich vom abnehmenden Cu-Gehalt ist bei der Al 15 (Fe,Mn) 3 Si 2 -Phase festzustellen. Eine auffällige Reduktion der Al 2 Cu-Phase bei abnehmenden Cu-Gehalten und eine geringe Abhängigkeit von abnehmenden Mg-Gehalten sind bei der Al 2 Cu-Phasenbildung festzuhalten (Tab. 5-6). Aufgrund des ausschließlichen Vorkommens und der geringen Anteile der Al 3 Ti-Phase im Betriebszustand, der unveränderten -Al 5 FeSi-Phasenanteile im Einbau- und Betriebszustand (Tab. 5-5), der grundsätzlichen Nichtdetektion im realen Bauteil sowie der Unabhängigkeit bezüglich der stöchiometrischen Zusammensetzung beider Phasen von den Hauptlegierungselementen Cu und Mg, werden diese Phasen im weiteren Verlauf der Arbeit nicht betrachtet. Der unveränderte -Al 5 FeSi-Phasenanteil in den beiden Werkstoffzuständen wird als ein eindeutiges Indiz dafür gewertet, dass diese Phase nicht Ursache für irreversibles Gusswachstum sein kann. Aus diesem Grund werden auf weitere Anstrengungen, diese Phase mit Hilfe von zusätzlichen REM/EDX-Untersuchungen zu detektieren, verzichtet. Mit den Erkenntnissen aus den thermodynamischen Berechnungen können somit Legierungsvarianten mit unterschiedlichen Phasengehalten definiert werden, um die jeweiligen phasenspezifischen Einflüsse auf die mechanischen Kennwerte und das irreversible Gusswachstum detektieren zu können. Das Augenmerk liegt hierbei primär in der Reduktion der Al 2 Cu-Phase im Einbau- und Betriebszustand. Trotz der Volumenreduktion durch steigende Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phaseanteile erfolgt eine Reduktion des Mg-Gehaltes zur Reduktion dieser Phasenanteile. Die Reduktion bewirkt eine reduzierte Grobkörnigkeit dieser Q-Phase, wodurch ein höheres Potential bezüglich der Dauerfestigkeit erwartet wird. Somit werden aufgrund dieser umfangreichen Erkenntnisse aus den thermodynamischen Berechnungen und der Literaturrecherche in Kombination mit den Ergebnissen aus der Werkstoffanalyse die in Tabelle 5-7 aufgelisteten Spezifikationen der Legierungsvarianten basierend auf der Serienlegierung mit dem Ziel, die Dauerfestigkeit durch Erhöhung der Bruchdehnung bei gleichzeitiger Reduktion des irreversiblen Gusswachstums zu verbessern, definiert. Zur vereinfachten Dokumentation der Ergebnisse wird im weiteren Verlauf der Arbeit lediglich die Nummerierung der Varianten verwendet.

103 Ergebnisse 95 Tab. 5-7: Spezifikationen der Legierungsvarianten Nr. Bezeichnung Si [%] Cu [%] Mg [%] 1 Serie 7,8-8,8 2,8-3,2 0,3-0,4 2 Red. Mg 7,8-8,8 2,8-3,2 0,2-0,3 3 Red. Mg + Red. Cu 7,8-8,8 1,8-2,2 0,2-0,3 4 Red. Cu 7,8-8,8 1,8-2,2 0,3-0,4 5 Serie WB T7 7,8-8,8 2,8-3,2 0,3-0,4 Mit den Legierungsvarianten Nr. 2 und Nr. 4 soll lediglich der Einfluss einer Komponente geprüft werden. Es werden somit bei Legierung Nr. 2 der Mg-Gehalt auf 0,2 % - 0,3 % begrenzt. Eine Reduktion unterhalb von 0,2 % Mg-Gehalt wird aufgrund der zunehmenden Al 2 Cu-Phase im Einbauzustand nicht umgesetzt. Die Legierungsvariante Nr. 4 mit ausschließlicher Reduktion des Cu-Gehaltes (begrenzt auf 1,8 % - 2,2 %) dient primär der Analyse des Einflusses drastisch reduzierter Al 2 Cu-Anteile im Werkstoffgefüge. Auf eine weitere Reduktion des Cu-Gehaltes unterhalb 1,8 % wird aufgrund möglicher hoher Festigkeitsverluste verzichtet. Die Prüfung von sich überlagernden Effekten durch die Reduzierung des Cu- und des Mg-Gehaltes erfolgt schließlich mit der definierten Legierungsvariante Nr. 3. Neben den definierten Legierungsvarianten wird die Variantenmatrix um eine weitere Variante in Form eines überalterten Werkstoffzustandes erweitert. Die vorhandenen Legierungsvarianten sowie die Serienlegierung liegen im T4-Zustand vor. Obwohl ein Wärmebehandlungsprozess aus Kosten- und Emissionsgründen verhindert werden soll, wird basierend auf der Serienlegierung eine komplette Wärmebehandlung (WB) zur Ermittlung des Einflusses auf die mechanischen Eigenschaften sowie auf das irreversible Gusswachstum durchgeführt (Legierungsvariante Nr. 5). Die Wärmebehandlung (T7- Zustand) beinhaltet ein Lösungsglühen bei 485 C für 6 h, ein Abschrecken in einer Polymerlösung und eine abschließende Warmauslagerung bei 240 C für 3,5 h.

104 96 Ergebnisse Gefügeanalyse Die chemische Analyse der abgegossenen Legierungsvarianten zur Bestimmung der Ist-Legierungsmassenanteile bezüglich der Hauptlegierungselemente ist in Tabelle 5-8 dargestellt. Es ist zu erkennen, dass sich die Legierungselemente im Rahmen der Spezifikationen (Tab. 2-1) befinden. Tab. 5-8: Ist-Werte nach chemischer Analyse in Massenprozent Nr. Bezeichnung Si [%] Cu [%] Mg [%] 1 Serie 8,42 3,06 0,37 2 Red. Mg 8,28 2,81 0,24 3 Red. Mg + Red. Cu 8,63 2,17 0,22 4 Red. Cu 7,92 1,95 0,37 5 Serie WB T7 8,42 3,06 0,37 Die vorliegenden Ist-Werte sind fortan Basis für die durchgeführten Gefügeanalysen sowie mechanischen Kennwertermittlungen. Die Ergebnisumfänge der Gefügeanalyse beinhalten zum einen die metallografischen Untersuchungsergebnisse der Poren-, SDAS-, Korngrößen und Fiederkristallanalysen, zum anderen die Ergebnisse der Dilatometermessungen, REM/EDX- sowie TEM/EDX-Analysen Gefügeparameter In diesem Abschnitt werden im ersten Schritt die Porenanteile sowie die SDAS-Werte der einzelnen Legierungsvarianten dokumentiert. Im zweiten Schritt werden die Ergebnisse der Korngrößenbestimmungen sowie der Fiederkristalluntersuchungen dargestellt. Die in Tabelle 5-9 ersichtlichen unterschiedlichen Porositäts- und SDAS-Werte werden in den nachfolgenden Diagrammen mit Zahlenwerten konkretisiert. Die Variante Serienlegierung WB (Nr. 5) wird in diesem Kapitel nicht separat betrachtet, da sich aufgrund einer WB von sandgegossenen Modellen die Porositäts- sowie SDAS-Werte nicht verändern. Die metallografischen Kennwerte dieser Variante entsprechen denen der Basislegierung Nr. 1.

105 Ergebnisse 97 Tab. 5-9: Poren- und SDAS-Zustand der Legierungsvarianten an den Positionen P1 und P2 Nr. Position P1 Position P

106 98 Ergebnisse In Tabelle 5-9 sowie in den nachfolgenden Abbildungen 5-4 und 5-5 ist ein grundsätzlicher Unterschied zwischen dem Bereich außerhalb der Kühlkokille mit geringer Abkühlgeschwindigkeit (Position P1) und dem Bereich innerhalb der Kühlkokille mit hoher Abkühlgeschwindigkeit (Position P2) zu erkennen. Position P2 weist bei allen Legierungsvarianten wesentlich geringere Porositäten sowie SDAS-Werte auf. Bei Betrachtung der Position P1 ist ein signifikanter Anstieg der Gesamtporositäten der Legierungsvarianten Nr. 2 und Nr. 3 bezogen auf die Basis (Nr. 1) zu verzeichnen. Die Variante Nr. 4 erreicht dasselbe Niveau wie die Basis. An Position P2 fällt der Porositätsanstieg über alle Legierungsvarianten gegenüber der Basis moderater aus. Die Analyse der SDAS-Werte ergibt bei Berücksichtigung der Standardabweichung ein durchgehend gleiches Bild. Die Werte in P1 sind analog zu den Werten in P2 auf dem gleichen Niveau. An Position P2 liegen somit sehr feine und gleichmäßig verteilte Dendritenstrukturen vor. Die Porositäts- und SDAS-Werte verändern sich unter Temperatureinfluss vom Einbauzustand hin zum Betriebszustand nicht, weshalb an dieser Stelle keine Ergebnisdifferenzierung behandelt wird. 1,2 Position 1 Position 2 1,0 0,90 Porenanteil [%] 0,8 0,6 0,4 0,23 0,73 0,29 0,2 0,0 0,12 0,08 0,03 0,03 Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Legierung Abb. 5-4: Porosität der Legierungsvarianten an Position P1 und P2 (Messfläche 90 mm²)

107 Ergebnisse 99 50,0 Position 1 Position 2 45,0 40,0 34,8 38,2 35,4 35,6 SDAS-Wert [µm] 35,0 30,0 25,0 20,0 15,0 18,8 19,4 20,0 20,7 10,0 5,0 0,0 Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Legierung Abb. 5-5: SDAS-Werte der Legierungsvarianten an Position P1 und P2 Beachtet man dauerfestigkeitsrelevante Porendurchmesser (> 80 µm) ergibt sich die für die weiteren Korrelationen aussagekräftige Abbildung ,8 0,7 Position 1 Position 2 Porenanteil [%] 0,6 0,5 0,4 0,3 0,45 0,51 0,2 0,1 0,0 0,10 0,04 0,00 0,00 0,00 0,00 Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Legierung Abb. 5-6: Dauerfestigkeitsrelevante Porositäten (Ø > 80 µm) der Legierungsvarianten an Position P1 und P2

108 100 Ergebnisse An Position P1 ist die Analogie dieser Porositäten zu den Gesamtporositätswerten (Abb. 5-4) zu erkennen. An Position P2 sind dagegen in keiner Legierungsvariante Porenwerte > 80 µm zu detektieren, weshalb dieser Gefügezustand prädestiniert zur Analyse von Legierungselementeinflüsse auf die Dauerfestigkeit ist. Neben den Porositäts- und SDAS-Werten ist die Korngröße ein charakteristisches Gefügemerkmal. In der nachfolgenden Abbildung 5-7 ist die Inhomogenität des Gussgefüges in Form einer dendritischen Primärphase (Körner) sowie die eutektische Phase im interdendritischen Bereich im Lagerstuhl zu erkennen. Im oberen Bereich (Zylinderbuchse), im unteren rechten Bereich sowie im Lagergassenbereich (Kühlkokille) sind sehr feine Körner festzustellen. Hauptsächlich im Kühlkokillenbereich sind die Körner in Erstarrungsrichtung gerichtet. Im mittleren Bauteilbereich sowie auf der Sandseite sind wesentlich größere Körner zu erkennen.

109 Ergebnisse 101 Abb. 5-7: Korngrößen über die gesamte Lagerstuhldicke (Schliffgröße ca. 35 mm 80 mm)

110 102 Ergebnisse Eine Bilddarstellung der Korngrößenunterschiede ist in Abbildung 5-8 am Beispiel der Legierung Nr. 2 dokumentiert. Position P µm 1000 µm Position P µm 1000 µm Abb. 5-8: Korngrößen an P1 und P2 am Beispiel der Legierungsvariante Nr.2 In Abbildung 5-9 sind die positionsabhängigen Korngrößenwerte der Legierungsvarianten dargestellt. Alle Legierungsvarianten weisen an der Position P2 eine um mindestens 60 % geringere mittlere Korngröße als an Position P1 auf. Betrachtet man die Korngrößen jeweils an P1 und P2 legierungsübergreifend, so erkennt man unter Berücksichtigung der hohen Streuspannen keine Korngrößenunterschiede.

111 Ergebnisse 103 Position 1 Position 2 mittlere lineare Korngröße [µm] Nr.1 Nr.2 Nr.3 Nr.4 Nr.5 Legierung Abb. 5-9: Korngrößen der Legierungsvarianten an P1 und P2 Des Weiteren sind in Abbildung 5-7 die lokalen Fiederkristallbereiche schwarz markiert. Zur gesamtheitlichen Detektion der lokal vorkommenden Fiederkristalle wird wie bereits in der Versuchsplanung erwähnt, ein weiterer großflächiger Lagerstuhlschliff präpariert. Die hierbei ermittelten Fiederkristallbereiche dienen als Grundlage für die lokalen Temperatursonden zur Ermittlung der Abkühlgeschwindigkeiten während des Abgusses. Eine Anordnung der Fiederkristalle im Aluminium ist in Abbildung 5-10 zu erkennen. Eine vergrößerte Darstellung eines Fiederkristalls inklusive dessen Symmetrielinie ist in Abbildung 5-11 veranschaulicht. 100 µm 100 µm Abb. 5-10: Fiederkristalle in Legierung Nr. 1 (links: Hellfeld, rechts: polarisiertes Licht)

112 104 Ergebnisse 50 µm Abb. 5-11: Fiederkristall nach einer Barker-Ätzung unter polarisiertem Licht Fiederkristall-Längenmessungen ergeben eine maximal ermittelte Fiederkristalllänge von 20,8 mm. In den Schliffen zwischen den Messstellen R1 und R2 sind durchgehend Fiederkristallanhäufungen vorzufinden. Da an der Messposition R1 nicht alle Schliffebenen über die Lagerstuhldicke analysiert werden können, liegt bei diesem Messpunkt das Fiederkristallvorkommen bei 70 %. Im Gegensatz hierzu werden an der Messstelle R2 (Kühlkokillenrand) keine Fiederkristalle detektiert. Am Messpunkt außerhalb des Kühlkokillenwirkungsbereichs (R3) können weder in metallografischen Schliffproben über mehrere Schliffebenen noch in HCF-Proben Fiederkristalle detektiert werden. In Tabelle 5-10 sind die Fiederkristallanhäufungen positionsbezogen dokumentiert. Auffällig ist hierbei die ausschließliche Entwicklung von Fiederkristallen innerhalb des Kühlkokillenbereichs.

113 Ergebnisse 105 Tab. 5-10: Fiederkristallvorkommen Detektierte Fiederkristalle Lagerstuhlbereich (Messpositionen) innerhalb Kühlkokille (R1 und Bereich R1 bis R2) Kühlkokillenrand (R2) außerhalb Kühlkokille (R3) Zur Ermittlung der Abkühlraten an diesen Positionen werden Temperaturmessungen durchgeführt. Um die nachfolgenden Temperaturkurven einordnen zu können, ist eine Darstellung des Formfüllvorgangs notwendig. Die Formfüllung des ZKGs erfolgt durch eine Schmelzeeinspeisung über den Lagerstuhl 4. Abbildung 5-12 zeigt hierbei den Füllstand von 80 % bei einem Formfüllzeitpunkt von 18,8 s an. Der Messpunkt R3 wird von der Schmelze nach ca. 22 s erfasst, der Messpunkt R1 erst zu einem Füllzeitpunkt von ca. 24 s. Die zugehörigen Temperaturkurven sind in nachfolgender Abbildung 5-13 dargestellt. R3 R2 R1 Abb. 5-12: Formfüllzustand des ZKGs nach 18,8 s inklusive der definierten Messpunkte (gelb = gefüllte ZKG- Form mit Legierungsschmelze, grau = ungefüllte ZKG-Form, blau = Teil einer Grauguss-Zylinderbuche) [NEM]

114 106 Ergebnisse 650 Position R1 Position R2 Position R Liquiduslinie Temperature [ C] Soliduslinie Zeit [s] Abb. 5-13: Ermittelte Temperaturkurven an den Positionen R1, R2 und R3 Für die Ermittlung der maximalen Abkühlraten werden die Steigungen bei endgültiger Überschreitung der Liquidustemperatur betrachtet. Erreichen die maximalen Temperaturwerte die Liquidustemperatur nicht, erfolgt eine Abkühlratenberechnung im Bereich der größten Kurvensteigung. Beispielsweise wird an Position R3 die Liquiduslinie nach 45 s überschritten. Die maximale Steigung ermittelt sich somit zwischen den Zeitpunkten 43 s und 47 s mit den zugehörigen Temperaturen von 607 C bzw. 592 C. In Tabelle 5-11 sind die berechneten Abkühlraten dokumentiert. Es ist ersichtlich, dass die Abkühlraten an fiederkristallreichen Stellen zwischen 3,3 K/s und 8,0 K/s (zwischen Messpunkt R1 und R2) liegen müssen. Am fiederkristallfreien Messpunkt R3 außerhalb der Kühlkokille wird eine höhere Abkühlrate gegenüber der Messstelle R2 detektiert. Tab. 5-11: Abkühlraten an den Messpunkten Messpunkte R1 R2 R3 innerhalb Kühlkokille Rand der Kühlkokille außerhalb Kühlkokille Abkühlrate 8,0 K/s 3,3 K/s 4,2 K/s

115 Ergebnisse Irreversibles Gusswachstum Dilatometermessungen mit der Legierungsvariante Nr. 1 bei 75 C über 700 h zeigen ein vernachlässigbares irreversibles Gusswachstum, weshalb die untere Temperaturgrenze für die weiteren Untersuchungen auf 100 C festgelegt wird. In Abbildung 5-14 sind die ermittelten Mittelwerte der Legierungsvarianten zu erkennen. Legierungsvariante Nr. 1 weist bei einer 150 C-Messung nach 100 h ein irreversibles Gusswachstum von 0,055 % auf. Bei einer ursprünglichen Probenlänge von 25 mm entspricht dies einer Probenlängung von 0,014 mm. Bei Legierungsvariante Nr. 2 wird ein irreversibles Gusswachstum von 0,051 % detektiert. Dies entspricht einer Probenlängung von 0,013 mm und folglich lediglich eine Gusswachstumsreduktion von 7 % gegenüber der Legierung Nr. 1. Legierungsvariante Nr. 3 erfährt durch die Reduktion des Mg- und des Cu-Gehaltes eine Probenlängung von lediglich 0,009 mm. Bei der Legierungsvariante Nr. 4 bei ausschließlicher Reduktion des Cu-Gehaltes wird lediglich eine Probenlängung von 0,005 mm detektiert. Daraus folgt, dass bei Legierung Nr. 3 eine Reduktion des irreversiblen Gusswachstums von 36 % und bei Legierung Nr. 4 von 64 % gegenüber der Legierung Nr. 1 zu verzeichnen ist. Die wärmebehandelte Basislegierung (Nr. 5) zeigt ein vernachlässigbares irreversibles Gusswachstum. Irreversible Längenänderung [%] 0,06 0,05 0,04 0,03 0,02 0,01 0,055 0,051 0,035 0,021 0,005 0,00 Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung Abb. 5-14: Irreversible Längenänderungen bei 150 C nach 100 h Aufgrund der bei diesen Messungen ermittelten geringen Standardabweichungen wird für die Ermittlung des Sättigungswertes (Langzeitmessungen) lediglich eine Dilatometerprobe verwendet. Legierungsvariante Nr. 1 weist bereits nach 100 h ausreichende Sättigungstendenzen auf, weshalb diese

116 108 Ergebnisse nicht weiter geprüft wird. Im Gegensatz hierzu sind Langzeitmessungen mit den Legierungsvarianten Nr. 3 und Nr. 4 notwendig, da durch Extrapolationen der 100 h-messungen keine sinnvollen Lösungen ermittelt werden können. Grundsätzlich sind für die Auswertungen der Messkurven und zur Ermittlung der endgültigen Sättigungswerte Extrapolationen notwendig, da sich auch nach einer Langzeitmessung über 400 h keine endgültige Sättigung einstellt. In Abbildung 5-15 und Tabelle 5-12 sind die extrapolierten Messkurven der Legierungen Nr. 1, Nr. 3 und Nr. 4 bis zum endgültigen Sättigungswert bei ca h dargestellt. Die Basislegierung Nr. 1 erfährt somit einen Sättigungswert von 0,069 %, Legierungsvariante Nr. 3 von 0,049 % und Legierungsvariante Nr. 4 von 0,046 %. irreversible Längenänderung [%] 0,07 0,06 0,05 0,04 0,03 0,02 0,01 Nr. 1 (0,069%) Nr. 3 (0,049%) Nr. 4 (0,046%) Zeit [h] Abb. 5-15: Irreversible Längenänderungen bei 150 C nach 400 h (extrapolierte Dilatometermesskurven) Tab. 5-12: Parameter für extrapolierte Messkurven (A 1, A 2, t 1, t 2, y 0 = Konstante) Gleichung: y = A 1 e (-x/t 1 ) + A 2 e (-x/t 2 ) + y 0 Nr. 1 Nr. 3 Nr. 4 A 1-0,033-0,025-0,024 A 2-0,042-0,025-0,024 t 1 85,723 96, ,601 t 2 9,503 96, ,601 y 0 0,069 0,049 0,046 (28)

117 Ergebnisse 109 Für die nachfolgende Simulation der Auswirkungen des reduziertem irreversiblen Gusswachstum auf die Spannungen im Lagerstuhlbereich bis zu einer motortechnisch relevanten Belastungsdauer von 400 h werden analog zu den 150 C-Messungen weitere Messungen des irreversiblen Gusswachstums im Temperaturbereich 100 C und 125 C benötigt (Abb. 5-16). Entsprechende Messungen und Extrapolationen werden an den Legierungsvarianten Nr. 1 und Nr. 3 durchgeführt, um eine repräsentative Simulation bezüglich der Spannungsänderungen zu erhalten. Die Notwendigkeit dieser Messungen sowie die Spannungsbetrachtungen im ZKG werden ausführlich in Kapitel 5.3 erläutert. 0,07 irreversible Längenänderung [%] 0,06 0,05 0,04 0,03 0,02 0,01 Nr. 1 (150 C) Nr. 1 (125 C) Nr. 3 (150 C) Nr. 3 (125 C) Nr. 1 und Nr. 3 deckungsgleich (100 C) Zeit [h] Abb. 5-16: Irreversible Längenänderungen bei 100 C, 125 C und 150 C der Legierungsvarianten Nr. 1 und Nr. 3 (extrapolierte Dilatometermesskurven) In Abbildung 5-16 ist zu erkennen, dass geringere Prüftemperaturen bei beiden geprüften Legierungen zu geringeren irreversiblen Gusswachstumswerten führen. Auffällig hierbei ist der irreversible Gusswachstumswert der Basislegierung bei einer 125 C-Messung, welcher trotz signifikant geringerer Temperaturbelastung oberhalb des bei 150 C gemessenen Wertes der Legierungsvariante Nr. 3 liegt. Die Messungen bei 100 C ergeben nach 400 h äußerst geringe irreversible Gusswachstumswerte. Die Messkurven der beiden Legierungen sind deckungsgleich und weisen nach 400 h einen Wert von 0,009 % auf. Die ermittelten Werte der irreversiblen Längeränderung stellen extrem geringe Absolutwerte dar. Eine vereinfachte und anschauliche Berechnung der Auswirkungen soll an dieser Stelle verdeutlichen, welchen nicht zu vernachlässigenden Einfluss bereits geringe irreversible Längenänderungsreduktionen

118 110 Ergebnisse im Bereich des Lagerstuhls eines ZKGs bewirken. Nimmt man die folgenden reversiblen thermischen Ausdehnungskoeffizienten Al = K -1 St, fe = K -1 für das Aluminium-ZKG bzw. die ferritischen Stahlschrauben bei einer Temperaturänderung von 20 C auf 150 C sowie eine fiktive Probenlänge L zum Vergleich an, so kann mit der nachfolgenden Gleichung (29) L x x T L (29) L x = relative Längenänderung in LE x = linearer thermischer Ausdehnungskoeffizient in K -1 T = Temperaturdifferenz in K L = Gesamtlänge in LE die thermisch bedingte relative Längenänderung berechnet werden, (Gl. (30) und Gl. (31)): L Al K K L 0,00312 L (30) L St, fe K K L 0,00169 L. (31) Der Unterschied der thermischen Ausdehnung zwischen dem ZKG und der Schraube beträgt somit 0,00143 L. Betrachtet man nun zusätzlich die irreversible Längenänderung der Legierungsvariante Nr. 1 von 0,055 % oder 0,00055 L nach 100 h (Abb. 5-14), so erhöht diese den Ausdehnungsunterschied zwischen ZGK und Schraube von 0,00143 L auf 0,00198 L, was einer prozentualen Erhöhung von 38 % gegenüber einer reinen reversiblen Ausdehnungsbetrachtung entspricht. Wie sich nun die Spannungen im Lagerstuhlbereich, welche auch bei Raumtemperatur kontinuierlich anliegen, aufgrund der irreversiblen Gusswachstumsreduktion der Legierungsvariante Nr. 3 gegenüber der Basislegierung Nr. 1 verhalten, wird in der nachfolgenden simulativen Analyse visualisiert und diskutiert (Kapitel 5.3).

119 Ergebnisse Intermetallische Phasen Analog zu den Voruntersuchungen werden die auf den Erkenntnissen aus der Literaturrecherche und den thermodynamischen Berechnung basierenden Legierungsvarianten untersucht. Tabelle 5-13 zeigt die Detektion und Definition der intermetallischen Phasen sowie der Siliziumpartikel beispielhaft an Legierung Nr. 2. Tab. 5-13: Detektierte intermetallische Phasen und Siliziumanteile in den Legierungsvarianten Nr. 2 Position Zusammensetzung [%] Bezeichnung Al 95,17 Si 1,30 Cu 3,53 Al 56,97 Si 11,31 Fe 15,89 Mn 9,89 Cu 5,03 Cr 0,75 Al 50,48 Si 0,91 Ni 0,54 Cu 48,07 Al 46,16 Si 0,86 Ni 0,70 Cu 52,27 Al 20,77 Si 29,35 Cu 22,31 Mg 26,82 Al 42,29 Si 25,30 Cu 14,12 Mg 17,65 Al 1,95 Si 97,29 Cu 0,75 Al-Matrix Al 15 (Mn, Fe) 3 Si 2 Al 2 Cu Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 Silizium In Abbildung 5-17 sind die detektierten intermetallischen Phasen und Siliziumanteile vergleichend zwischen einer REM- und einer Lichtmikroskopaufnahme beispielhaft anhand der Legierung Nr. 3 abgebildet. Es ist ersichtlich, dass zur eindeutigen Identifikation der intermetallischen Phasen beide Aufnahmen vergleichend analysiert werden müssen.

120 112 Ergebnisse Al 5 Mg 8 Si 6 Cu 2 Al 2 Cu Al-Matrix Si Al 15 (Mn, Fe) 3 Si 2 Abb. 5-17: Intermetallische Phasen der Legierungsvariante Nr. 3 (links: REM; rechts: Lichtmikroskop) Das Ergebnis der REM/EDX-Untersuchungen aller Legierungsvarianten ist in Tabelle 5-14 dargestellt. Demnach bilden sich Siliziumpartikel und die intermetallische Phase Chinesenschrift Al 15 (Mn, Fe) 3 Si 2 in allen Legierungsvarianten. Ebenso die Q-Phase Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6, mit Ausnahme in der Legierungsvariante Nr. 3. Die intermetallische Phase Al 2 Cu ist weder in der kupferreduzierten Legierungsvariante Nr. 4 noch in der kupfer- und magnesiumreduzierten Legierungsvariante Nr. 3 vorzufinden. Tab. 5-14: Detektierte intermetallische Phasen und Siliziumanteile in den Legierungsvarianten Nr. Silizium Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 Al 2 Cu 1 X X X X 2 X X X X 3 X X 4 X X X 5 X X X X Ein Vergleich der intermetallischen Phasen an P1 und P2 ergibt, dass an beiden Stellen dieselben intermetallischen Phasen vorkommen, allerdings mit signifikanter Größenreduktion an P2 (Abb. 5-18).

121 Ergebnisse 113 Abb. 5-18: Intermetallische Phasen der Legierungsvariante Nr. 2 (oben: P1; unten: P2) Bei Betrachtung von Fiederkristallbereichen bezüglich intermetallischer Phasen oder Ausscheidungsbildungen, sind in allen Legierungsvarianten sowie an ausgesuchten Fiederkristallbereichen entsprechende Phasen vorzufinden. In Abbildung 5-19 ist beispielhaft das Vorkommen aller im gesamten Werkstoff detektierten intermetallischen Phasen im Fiederkristallbereich dokumentiert. Da im ersten Bild die Fiederkristallbereiche im ungeätzten Zustand schwer zu identifizieren sind, werden diese durch die jeweilige Symmetrielinie angedeutet. Das zweite Bild ist eine Vergrößerung dieses Bereiches zu Veranschaulichung der intermetallischen Phasen analog zum rechten Bild in Abbildung 5-19.

122 114 Ergebnisse Abb. 5-19: Intermetallische Phasen an fiederkristallreichen Bereichen in Al-Legierungen ohne WB (weiße Linie kennzeichnet die Fiederkristallsymmetrielinie; vergrößerte Darstellung in unterem Bild inklusive dunkler und heller intermetallischen Phasen) Ausscheidungen Die detektierten intermetallischen Phasen in den REM-Untersuchungen lassen auf die bereits vorhandenen oder sich unter Temperatureinfluss bildenden Ausscheidungen schließen. Um die gusswachstumsrelevanten Ausscheidungen detektieren zu können, werden mit Hilfe der TEM/EDX-Analysen der Einbau- und Betriebszustand an der Legierung Nr. 1 (hohes irreversibles Gusswachstum) sowie an der Legierung Nr. 3 (geringes irreversibles Gusswachstum) durchgeführt (Abb. 5-20).

123 Ergebnisse 115 Nr. Einbauzustand Betriebszustand 1 3 Abb. 5-20: Ausscheidungen der Legierungsvariante Nr. 1 und Nr. 3 im Einbau- bzw- Betriebszustand (nach 165h bei 150 C) Betrachtet man die Gefügestruktur der Legierungsvariante Nr. 1, so sind im Einbauzustand Aluminiumkörner mit parallel ausgerichteten, leicht wellenförmigen innerkristallinen Ausscheidungen zu erkennen. Da die Schliffprobe nicht ausreichend weit um die Polachse gedreht werden kann, erscheinen die Ausscheidungen wellenförmig. Die feindispersen Ausscheidungen sind zueinander in zwei orthogonal orientierten Richtungen angeordnet. Die Länge der Ausscheidungen variiert zwischen 50 nm und 150 nm. Die Ausscheidungsdicke wird zwischen 5 nm und 30 nm ermittelt. Die tatsächliche Erscheinungsform dieser Ausscheidungen in veränderter Anzahl ist im Betriebszustand der Legierungs-

124 116 Ergebnisse variante Nr. 1 zu erkennen. Es sind gerade, in orthogonaler Richtung zueinander angeordnete Ausscheidungen mit einer Länge von 100 nm bis 250 nm zu erkennen. Die Dicke beträgt 5 nm bis 15 nm. Da die Probe in der jeweiligen Polachse gekippt ist, kann davon ausgegangen werden, dass die ermittelten Längen- und Dickenwerte repräsentative und reproduzierbare Kennwerte darstellen. Betrachtet man analog hierzu die gusswachstumsarme Legierungsvariante Nr. 3, so sind im Einbauzustand keine feindispersen, innerkristallinen und orthogonal angeordneten Ausscheidungen vorzufinden. Es sind lediglich vereinzelte Ausscheidungen (rechts oben), Dickenlinien sowie Versetzungen zu erkennen. Die Gefügestruktur im Betriebszustand enthält bereits entsprechende Ausscheidungen analog zur Legierungsvariante Nr. 1, allerdings in signifikant abgeschwächter Form in Größe und Anzahl. Die detektierten Ausscheidungen haben eine Länge von 20 nm bis 100 nm und eine Dicke von 5 nm bis 10 nm. Zur Identifikation der Ausscheidungen werden nachfolgend die EDX-Analysen dargestellt. Bei den beschriebenen Ausscheidungen handelt es sich somit nachweislich um Guinier-Preston-Zonen (Abb. 5-21). Bei den weiteren vereinzelten Ausscheidungen handelt es sich um Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 - Ausscheidungen (Abb. 5-22). Abb. 5-21: EDX-Analyse der Al 2 Cu-Ausscheidungen

125 Ergebnisse 117 Abb. 5-22: EDX-Analyse der Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Ausscheidungen (dunkle mittige Ausscheidungen) Berechnung der Ausscheidungsanteile am irreversiblen Gusswachstum Um die Ursachen für das unterschiedliche irreversible Gusswachstum verdeutlichen zu können, wird im Folgenden beispielhaft anhand der Legierungsvariante Nr. 3 ein Vergleich zur Basislegierung bezüglich des veränderten irreversiblen Gusswachstums durchgeführt. Berechnungen ausschließlich zu den einzelnen Ausscheidungsbildungen basierend auf den thermodynamischen Ausarbeitungen, den Dilatometermessungen, der REM/EDX und TEM/EDX-Analysen ergeben die im Folgenden dargestellten prozentualen Anteile einzelner Ausscheidungen an der gesamten Volumenänderung der genannten Legierungsvarianten. Grundlage für die Berechnungen sind die in Tabelle 2-6 dokumentierten Element- und Phasenkennwerte sowie die in Kapitel 4 dokumentierten Gleichungen (5) bis (7). Der spezifische Volumenanteil der jeweiligen Ausscheidung kann nun mit Hilfe der in den thermodynamischen Berechnungen ermittelten Phasenanteile jeweils im Einbau- und Betriebszustand bestimmt werden (Tab. 5-15).

126 118 Ergebnisse Tab. 5-15: Phasenanteile im Einbau- und Betriebszustand Legierung Phase Nr. 1 Nr. 3 Einbauzustand Betriebszustand Einbauzustand Betriebszustand Si 0, , , ,07729 Al 2 Cu 0, , ,02421 Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 0, , , ,00748 Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6-0, ,00589 Tab. 5-16: Differenz der Phasenanteile im Einbau- und Betriebszustand ergeben die Ausscheidungsanteile Betrachtet man die Differenz der Phasenanteile zwischen dem Einbau- und dem Betriebszustand, ergeben sich die nachfolgenden Ausscheidungsanteile, welche Ursache für das irreversible Gusswachstum und somit für die Volumenänderung sind. Da bei den Berechnungen keine Unterscheidung zwischen den einzelnen GP-Zonenentwicklungen erfolgt, wird auf Basis der Ausscheidungsermittlung im Rahmen der TEM/EDX-Untersuchungen bei der Legierungsvarianten Nr. 1 für die Al 2 Cu- Ausscheidung die -Phase und für die Legierungsvariante Nr. 3 die -Phase definiert (Tab. 5-16). Ausscheidungsanteil Legierung Nr. 1 Nr. 3 Si 0, ,00436 Al 2 Cu - - 0,02421 Al 2 Cu - 0, Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 0, ,00044 Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 0, ,00589 In Tabelle 5-17 sind die berechneten spezifischen Volumenänderungen sowie der prozentuale Anteil bezogen auf die Gesamtzunahme der Ausscheidungen dokumentiert. Es ist eindeutig zu erkennen, dass in beiden Legierungsvarianten die Ausscheidung Al 2 Cu den größten Anteil am gesamten irreversiblen

127 Ergebnisse 119 Gusswachstum verursacht. Einen vernachlässigbaren Anteil erzeugt die Chinesenschrift - Ausscheidung mit lediglich 1 %. Einen weiteren signifikanten Einfluss übt die Q-Phase mit 24,65 % bei Legierung Nr. 1 und mit 17,76 % bei Legierung Nr. 3 aus. Tab. 5-17: Volumenanteile der einzelnen Ausscheidungen Legierung Phase Nr. 1 Nr. 3 V spez.,i,t V spez. V spez.,i,t V spez. [cm³/g] [%] [cm³/g] [%] Si 0, ,74 0, ,76 Al 2 Cu - 0, ,44 Al 2 Cu - 0, ,68 Al 15 (Mn,Fe) 3 Si 2 0, ,93 0, ,03 Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 0, ,65 0, ,76 Summe 0, , Fraktographie Die Analyse der aus Dauerfestigkeitsuntersuchungen resultierenden Probenbruchflächen ergeben grundsätzlich das Ergebnis, dass an Position P1 Brüche ausschließlich an Poren oder Lunkerstellen entstehen, an Position P2 Bruchausgänge an Poren ausgeschlossen, aber an Gleitebenen, oberflächennahen Verunreinigungen und Fiederkristallen nachgewiesen werden können. Messungen zur Oxidermittlung ergeben keine charakteristischen Ausschläge bezüglich des Magnesium- oder Sauerstoffgehalts. In Abbildung 5-23 sind zwei Beispiele für Bruchausgänge (weiße Markierung) inklusive deren Vergrößerungen auf HCF-Bruchproben aus der Position P1 dargestellt.

128 120 Ergebnisse Abb. 5-23: Bruchfläche von HCF-Proben an P1 mit Bruchausgang an oberflächennahen Poren (Ø > 80 µm) Nur wenige Bruchflächen der Bruchproben aus Position P1 zeigen extrem hohe Anteile von Porenund Lunkerstellen (Abb. 5-24). Grundsätzlich sind auf allen Bruchflächen Wabenstrukturen zu erkennen, wodurch ein transkristalliner Bruchverlauf definiert ist.

129 Ergebnisse 121 Abb. 5-24: Bruchfläche von HCF-Proben an P1 mit Bruchausgang an Lunkerstellen Bei der Bruchflächenanalyse von HCF-Proben aus der Position P2 sind keine Poren mit Durchmessern größer 80 µm zu detektieren. Als Ursache für den Bruchausgang werden somit lediglich Gleitebenen, wie exemplarisch in Abbildung 5-25 dargestellt, identifiziert. Abb. 5-25: Bruchfläche von HCF-Proben an P2 mit Bruchausgang an Gleitebenen

130 122 Ergebnisse Des Weiteren werden oberflächennahe Verunreinigungen (Abb links) und Gleitebenen (Abb recht) als bruchinitiierend detektiert. In den vergrößerten Darstellungen der rechten Bildserie in Abbildung 5-26 ist darüber hinaus eine gleitebenennahe Pore mit einem Durchmesser kleiner 80 µm zu erkennen. Abb. 5-26: Bruchfläche von HCF-Proben an P2 mit Bruchausgang an oberflächennahen Verunreinigungen (links) und Gleitebenen (rechts). Die Ergebnisse der HCF-Bruchflächenanalyse bei Proben auf gleichem Lastniveau mit und ohne Fiederkristalle auf der Bruchfläche werden anhand folgender REM-Aufnahmen verglichen. In Abbildung 5-27 a-f findet eine Gegenüberstellung von zwei Bruchproben mit bzw. ohne Fiederkristalle auf der Bruchfläche statt. Die Bildausschnitte c) und d) zeigen jeweils den mit einem weißen Pfeil gekennzeichneten Bruchausgang (Bild a) bzw. b)) in vergrößerter Darstellung.

131 Ergebnisse 123 Bruchfläche ohne Fiederkristalle Bruchfläche mit Fiederkristalle a) b) c) d) e) f) Abb. 5-27: HCF-Probenbruchflächen (Lastniveau 64 MPa an P2 der Legierungsvariante Nr. 5)

132 124 Ergebnisse Die HCF-Bruchprobenfläche ohne Fiederkristalle (Bild a)) zeigt die charakteristischen Merkmale eines Schwingbruchs unter Zug-Schwell-Bedingungen. Der Bruchausgang am Probenrand ist auf dieser Bruchfläche in Form einer sehr hellen Schwingbruchfläche mit radialen Stufen parallel zur Bruchausbreitungsrichtung eindeutig zu erkennen. Der Restbruchbereich nimmt ca. drei Viertel der Bruchfläche ein, was auch aufgrund der rauen Bruchflächenstruktur auf einen sehr schnellen Bruchverlauf hindeutet. Im Gegensatz hierzu ist der Bruchausgang auf der Bruchfläche mit Fiederkristallen (Bild b)) anhand der genannten Merkmale nicht nachweisbar. Eine Abgrenzung zwischen dem Schwingbruch- bzw. Restbruchbereich ist u.a. aufgrund der fehlenden radialen Stufen nicht feststellbar. Aus diesem Grund kann man davon ausgehen, dass der hell glänzende Fiederkristallbereich die Bruchausgangsfläche für den Gewaltbruch darstellt. Betrachtet man nun die ermittelten Bruchausgangsstellen (Bild e) und f)), so sind jeweils die für duktile Aluminiumlegierungen typische tiefe Wabenstruktur nach einem Gewaltbruch unter Zug-Schwell-Bedingungen zu erkennen. Bild f) zeigt hierbei eindeutig die Fiederkristallstruktur mit auffällig kleinen Wabengrößen im Dendrit. Bei Messungen der Wabenstruktur innerhalb des Fiederdendrits sowie in dessen Umgebung ergibt sich bei Betrachtung der mittleren Wabengröße für den Fiederdendrit einen um 87 % geringeren Anteil der Wabenstruktur gegenüber dessen Umgebung. Die den Fiederdendrit umgebende Wabenstrukturen sind in gleichen Größen auf der Bruchfläche ohne Fiederkristalle im Bruchausgangsbereich sowie im Restbruchbereich vorzufinden (Abb. 5-28). Eine Wabentiefenermittlung mit optischen Messmitteln kann aufgrund der äußerst geringen Wabengröße im Fiederdendrit nicht realisiert werden. 18,00 16,00 Wabengröße [µm] 14,00 12,00 10,00 8,00 6,00 4,00 2,00 0,00 11,19 Fiederdendritumgebung 1,49 Fiederdendrit Abb. 5-28: Wabengrößen in Fiederdendritumgebung und innerhalb des Fiederdendrits

133 Ergebnisse Mechanische Kennwertermittlung Die mechanischen Kennwertergebnisse enthalten die statischen Kennwerte bei RT und 150 C an Position P1 und P2 jeweils im Einbau- und Betriebszustand. Bezüglich der zyklischen Kennwerte werden primär die Prüfergebnisse bei 150 C an Position P2 im Einbau- und Betriebszustand betrachtet. Darüber hinaus erfolgt eine Analyse der Dauerfestigkeitswerte hinsichtlich des Vorkommens von Fiederkristallen. Makro- und Mikrohärtemessungen am Fiederkristall werden abschließend dokumentiert Statische Kennwerte In diesem Kapitel werden die bei RT und erhöhter Temperatur (150 C) ermittelten statischen Kennwerten dargestellt. Die bei 150 C ermittelten Kennwerte bilden primär die Diskussionsbasis bezüglich der Abhängigkeiten zu den weiteren ermittelten werkstoffspezifischen Kenndaten. Grundsätzlich zeigen die Ergebnisse der statischen Kennwerte deutliche Unterschiede zwischen den Legierungsvarianten. Um einen ersten Vergleich zwischen den Legierungsvarianten zu bekommen, werden in Abbildung 5-29 die bei RT ermittelten statischen Kennwerte an Position P1 im Einbauzustand dargestellt. Rp0,2 Rm A ,0 R p0,2 ; R m [N/mm²] , , ,0 6,0 5,0 4,0 3,0 2,0 A 5 [%] ,5 1,0 1,2 EZ EZ EZ EZ EZ Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 1,0 0,0 Legierung Abb. 5-29: Statische Kennwerte bei RT an Position P1 im Einbauzustand

134 126 Ergebnisse Die Kennwerte repräsentieren somit den Werkstoffausgangszustand, welcher im ZKG beim Einbau in ein Fahrzeug vorliegt. Die Basislegierung (Nr. 1) sowie die wärmebehandelte Basislegierung (Nr. 5) weisen bei höchsten Festigkeitswerten die geringsten Bruchdehnungswerte auf. Die Legierungsmodifikationen bewirken bezogen auf die Basislegierung (Nr. 1) eine maximale Änderung der Bruchdehnung um den Faktor 2,5 (Legierung Nr. 4) zu höheren Werten auf Kosten der Festigkeitswerte. Die Zugfestigkeit R m reduziert sich bei den Legierungsvarianten Nr. 3 und Nr. 4 um 12 %, die 0,2%- Dehngrenze um 27 % bei der Legierung Nr. 3 und um 29 % bei der Legierung Nr. 4. Im Folgenden werden nun die wichtigen und interessanten Aspekte an ausgesuchten Diagrammen präsentiert. Drei Aspekte werden hierfür berücksichtigt: 1. Wie verhält sich der Werkstoff an den Positionen P1 (geringe Abkühlgeschwindigkeiten) bzw. P2 (hohe Abkühlgeschwindigkeiten) bei Veränderung des Werkstoffzustandes (Einbauzustand und Betriebszustand)? 2. Welche Unterschiede zeigen sich in den statischen Kennwerten, wenn die Zugversuche bei RT ( ruhendes ZKG ) oder bei 150 C ( befeuertes ZKG ) durchgeführt werden? Welche Unterschiede zeigen sich hierbei jeweils zusätzlich bei Veränderung des Werkstoffzustandes (Einbauzustand und Betriebszustand)? 3. Welche Unterschiede sind zwischen den Positionen P1 (geringe Abkühlgeschwindigkeit) und P2 (hohe Abkühlgeschwindigkeit) vorhanden? Vergleicht man nun an Position P1 den Einbauzustand (EZ) mit dem Betriebszustand (BZ), so ergeben sich signifikante Kennwertunterschiede innerhalb einer Legierungsvariante. Legierungsübergreifend bei Betrachtung des Betriebszustandes verhalten sich die Kennwerte der Legierungsvarianten analog zu den Kennwerten des Einbauzustandes (Abb. 5-30).

135 Ergebnisse 127 Rp0,2 Rm A5 R p0,2 ; R m [N/mm²] , ,5 8,0 7,0 6,0 5,0 4,0 3,0 2,0 A 5 [%] ,5 1,0 0,3 0,7 1,0 0,9 1,2 0,5 EZ BZ EZ BZ EZ BZ EZ BZ EZ BZ Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 1,0 0,0 Legierung Abb. 5-30: Statische Kennwerte bei RT an Position P1 im Einbauzustand und Betriebszustand Zur übersichtlichen Darstellung der statischen Kennwertänderungen im Betriebszustand bezogen auf den Einbauzustand, werden in Tabelle 5-18 pro Legierungsvariante und Werkstoffkennwert die prozentualen Wertänderungen in diesem Fall vom Einbauzustand hin zum Betriebszustand dokumentiert. Tab. 5-18: Prozentuale Wertänderungen vom Einbauzustand zum Betriebszustand Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 R p0,2 42 % 33 % 43 % 42 % 6 % R m 24 % 11 % 15 % 10 % - 3 % A 5-72 % - 53 % - 57 % - 64% - 58 % In der nachfolgenden Abbildung 5-31 sind die Kennwerte aus Tabelle 5-18 visualisiert. Im Folgenden werden ausschließlich entsprechende Abbildungen ohne Dokumentation der Wertetabellen zur objektiven und übersichtlichen Darstellung der Wertänderungen ergänzend zu den Kennwertediagrammen verwendet.

136 128 Ergebnisse Rp0,2 Rm A5 60 Wertänderung vom EZ zum BZ [%] Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung Abb. 5-31: Prozentuale Wertänderung der statischen Kennwerte bei RT an Position P1 vom Einbauzustand zum Betriebszustand Aus Abbildung 5-31 ist somit ersichtlich, dass sich im Betriebszustand bei allen Legierungsvarianten grundsätzlich einer Erhöhung der Festigkeitswerte bei gleichzeitiger Reduktion der Bruchdehnungswerte einstellt. Ausnahme ist hierbei die wärmebehandelte Basislegierung Nr. 5, welche vernachlässigbare Festigkeitswertänderungen erfährt. Die Größenordnung der R p0,2 -Wertänderung ist bei den Legierungen Nr. 1, Nr. 3 und Nr. 4 nahezu auf gleichem Niveau. Ein signifikanter Unterschied ist in den R m -Wertänderungen zu erkennen. Hierbei erfährt die Basislegierung mit 24 % die größte Veränderung. Bei den Legierungsvarianten Nr. 2, Nr. 3 und Nr. 4 erhöhen sich die R m -Werte um maximal 15 %. Drastische Reduktionen werden bei allen Legierungen bezüglich der Bruchdehnungen verzeichnet. Mit einer Wertreduktion um 70 % erfährt die Basislegierung gefolgt von der Legierungsvariante Nr. 4 (64 %) die größte Änderung. Im Gegensatz zu den Festigkeitswerten erfolgt an der Legierung Nr. 5 ebenfalls eine signifikante Bruchdehnungswertänderung um 58 %. Den geringsten Bruchdehnungsverlust an Position P1 im Rahmen der Zugversuche bei RT verzeichnet die Legierung Nr. 2.

137 Ergebnisse 129 Bezieht man die statischen Kennwerte der Legierungsvarianten auf die Basislegierung, ergeben sich grundsätzlich größere Differenzen im Betriebszustand als im Einbauzustand (Abb. 5-32). Beispielsweise ist im Einbauzustand die Bruchdehnung der Legierung Nr. 2 um 50 % höher als die Bruchdehnung der Basislegierung. Im Betriebszustand beträgt die Differenz bereits 133 %. Gravierende Differenzänderungen sind hauptsächlich bezüglich der Bruchdehnungen zu erkennen. Einzige Ausnahme ist die Legierung Nr. 5, bei welcher sich die Festigkeitskennwerte gegenüber der Basislegierung von höheren Werten im Einbauzustand zu geringeren Werten im Betriebszustand entwickeln. Rp0,2 EZ Rp0,2 BZ Rm EZ Rm BZ A5 EZ A5 BZ Wertänderung im EZ und BZ bezogen auf die Basislegierung [%] Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung Abb. 5-32: Prozentuale Wertänderungen der statischen Kennwerte der Legierungsvarianten bei RT an Position P1 im Einbauzustand und Betriebszustand bezogen auf die Basislegierung Die bei RT ermittelten statischen Kennwerte an Position P2 im Einbau- und Betriebszustand sind in Abbildung 5-33 dokumentiert. Die zugehörigen prozentualen Änderungen werden im Folgenden mit Hilfe der Abbildung 5-34 beschrieben.

138 130 Ergebnisse Rp0,2 Rm A5 R p0,2 ; R m [N/mm²] ,2 1, ,2 2, , , , , ,9 3,8 8,0 7,0 6,0 5,0 4,0 3,0 2,0 1,0 A 5 [%] 0 EZ BZ EZ BZ EZ BZ EZ BZ EZ BZ Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung 0,0 Abb. 5-33: Statische Kennwerte bei RT an Position P2 im Einbauzustand und Betriebszustand Rp0,2 Rm A Wertänderung vom EZ zum BZ [%] Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung Abb. 5-34: Prozentuale Wertänderung der statischen Kennwerte bei RT an Position P2 vom Einbauzustand zum Betriebszustand

139 Ergebnisse 131 Grundsätzlich verhalten sich die Legierungen an Position P2 analog zu Position P1. In der aus Abbildung 5-33 resultierende Abbildung 5-34 ist ersichtlich, dass sich die Festigkeitswerte mit Ausnahme bei der Legierung Nr. 5 bei allen Legierungen im Betriebszustand erhöhen. Die größten R p0,2 - Werteänderungen erfolgen bei den Legierungen Nr. 3 und Nr. 4. Die Basislegierung Nr. 1 zeigt beim Zugfestigkeitswert R m mit 15 % die größte Steigerung. Geringe Reduktionen der Bruchdehnung erfolgen bei den Legierungen Nr. 3 und Nr. 4. Im Gegensatz zu den Festigkeitswerten erfolgt bei Legierung Nr. 2 bezüglich des Bruchdehnungswertes mit 48 % eine auffällig hohe Reduktion. Erfolgt eine legierungsübergreifende Betrachtung und bezieht man die Kennwerte der Legierungsvarianten analog zu Abbildung 5-32 auf die Basislegierung, dann ergeben sich die gleichen Verhältnisse. Einzige Ausnahme zeigt Legierung Nr. 2 in den Bruchdehnungskennwerten. Hierbei fällt die Differenz der Bruchdehnung bezogen auf die Basislegierung im Betriebszustand geringer als im Einbauzustand aus. Werden diese Zugversuche bei erhöhter Temperatur (150 C) durchgeführt, ergeben sich analoge Verhältnisse bezüglich eines Vergleichs des Einbauzustandes mit dem Betriebszustand an der jeweiligen Position P1 bzw. P2. Dies wird beispielhaft in folgender Abbildung 5-35 und 5-36 dokumentiert. Rp0,2 Rm A5 R p0,2 ; R m [N/mm²] ,7 3, ,5 3, , , ,5 4, ,0 4,5 12,0 10,0 8,0 6,0 4,0 2,0 A 5 [%] 0 EZ BZ EZ BZ EZ BZ EZ BZ EZ BZ Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung 0,0 Abb. 5-35: Statische Kennwerte bei 150 C an Position P2 im Einbauzustand und Betriebszustand

140 132 Ergebnisse 80 Rp0,2 Rm A5 Wertänderung vom EZ zum BZ [%] Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung Abb. 5-36: Prozentuale Wertänderung der statischen Kennwerte bei 150 C an Position P2 vom Einbauzustand zum Betriebszustand Das Verhalten der Festigkeitswerte entspricht den Werten, welche bei RT ermittelt werden. Analog verhalten sich die Bruchdehnungswerte, wobei erneut die Legierung Nr. 5 als Ausnahme zu nennen ist. Hierbei wird eine auffällig hohe Bruchdehnungswertänderung von 25 % registriert. Auch legierungsübergreifend ist, bezogen auf die Basislegierung, ein analoges Verhalten zu erkennen. Ausnahme ist auch in diesem Fall die Legierung Nr. 5, welche beim Bruchdehnungswert signifikante Wertsteigerungen im Betriebszustand gegenüber der Basislegierung erfährt. Im nächsten Schritt wird der direkte Unterschied zwischen den Zugversuchen bei RT und den Zugversuchen bei 150 C beispielhaft an Position P1 im Betriebszustand dokumentiert (Abb und 5-38). Es ist ersichtlich, dass sich bei Zugversuchen bei 150 C geringere Festigkeitswerte insbesondere geringere R p0,2 -Werte primär bei Legierung Nr. 1, Nr. 3 und Nr. 5 einstellen. Im Gegenzug dazu stellen sich wesentlich höhere Bruchdehnungswerte - insbesondere bei Legierung Nr. 1 und Nr. 5 - ein. Eine geringe Erhöhung um lediglich 14 % ist bei Legierung Nr. 2 zu verzeichnen. Auffällig sind die deutlich geringen Bruchdehnungswertänderungen bei den Legierungsvarianten Nr. 2, Nr. 3 und Nr. 4 zwischen den Zugversuchen bei RT und 150 C gegenüber der Basislegierung (Nr. 1) und der wärmebehandelten Basislegierung (Nr. 5).

141 Ergebnisse 133 Rp0,2 Rm A5 R p0,2 ; R m [N/mm²] ,0 7,0 6,0 5,0 4,0 3,0 2,0 A 5 [%] ,6 1,4 0,3 0,7 0,7 0,8 1,0 0,9 0,5 1,1 RT 150 C RT 150 C RT 150 C RT 150 C RT 150 C Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung 1,0 0,0 Abb. 5-37: Statische Kennwerte an Position P1 im Betriebszustand bei RT und 150 C 160 Rp0,2 Rm A Wertänderung von RT zu 150 C [%] Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung Abb. 5-38: Prozentuale Wertunterschiede der statischen Kennwerte an Position P1 im Betriebszustand zwischen den Zugversuchen bei RT und 150 C

142 134 Ergebnisse Bei legierungsübergreifenden Vergleichen reduzieren sich die Differenzen der Bruchdehnungskennwerte in Zugversuchen bei 150 C bezogen auf die Basislegierung signifikant (Abb. 5-39). Die Differenz der Bruchdehnung bei Legierung Nr. 2 zur Basislegierung beträgt bei RT 133 %. Werden die Zugversuche bei 150 C durchgeführt, besteht lediglich eine Differenz zur Basislegierung von 14 %. Die Festigkeitswerte zeigen kaum unterschiedliche Differenzänderungsbeträge zur Basislegierung. Rp0,2 RT Rp0,2 150 C Rm RT Rm 150 C A5 RT A5 150 C Wertänderung bei RT und 150 C bezogen auf die Basislegierung [%] Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung Abb. 5-39: Prozentuale Wertänderungen der statischen Kennwerte der Legierungsvarianten an Position P1 im Betriebszustand bei RT und 150 C bezogen auf die Basislegierung Vergleicht man abschließend die Wertunterschiede der Positionen P1 und P2 im Einbauzustand, so sind an Position P2 über alle Legierungsvarianten hinweg wesentlich höhere statische Kennwerte zu verzeichnen (Abb und 5-41). Ausnahme bildet hierbei die Legierung Nr. 1, bei welcher ein leichter Rückgang des R p0,2 -Wertes zu verzeichnen ist. Auffällig große Wertsteigerungen an P2 gegenüber P1 sind in den Bruchdehnungen insbesondere bei Legierung Nr. 1 und Nr. 5 zu erkennen. Des Weiteren bleibt festzuhalten, dass die Basislegierung Nr. 1 die geringste Bruchdehnung und als wärmebehandelte Variante (Nr. 5) bei gleichbleibendem Bruchdehnungswert die höchsten Festigkeitswerte jeweils an P1 und P2 aufweist.

143 Ergebnisse 135 Rp0,2 Rm A5 R p0,2 ; R m [N/mm²] , , , , ,8 4,1 150 P1 P2 P1 P2 P1 P2 P1 P2 P1 P , , Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung 1, ,0 12,0 10,0 8,0 6,0 4,0 2,0 0,0 A 5 [%] Abb. 5-40: Statische Kennwerte bei 150 C im Einbauzustand an Position P1 und P2 Rp0,2 Rm A5 Wertänderung von P1 zu P2 [%] Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 Legierung Abb. 5-41: Prozentuale Wertunterschiede der statischen Kennwerte im Einbauzustand bei 150 C zwischen den Positionen P1 und P2

144 136 Ergebnisse Die prozentualen Wertänderungen bezogen auf die Basislegierung sind in der letzten Abbildung 5-42 dokumentiert. Die Legierungsvariante Nr. 3 erweist sich auch an P1 als eine Modifikation mit der höchsten Bruchdehnungswertsteigerung (193 %) gegenüber der Basislegierung. Legierung Nr. 2 und Nr. 4 erfahren trotz nahezu gleicher Festigkeitswerte (R p0,2 - und R m -Wert) wie die Legierungsvariante Nr. 3 lediglich Steigerungen gegenüber der Basislegierung von 50 % respektive 79 %. Legierungsvariante Nr. 3 weist die mit Abstand höchsten Bruchdehnungswerte bei sehr geringer Dehngrenze auf. Bezogen auf die Basislegierung erfährt diese Variante an Position P2 eine Bruchdehnungssteigerung von 72 % sowie ein Dehngrenzwertabfall von 26 % bei einem Festigkeitsabfall von 9 %. Zieht man den Vergleich zur Position P1, sind an P2 geringere Wertdifferenzen zur Basislegierung zu erkennen. 250 Rp0,2 P1 Rp0,2 P2 Rm P1 Rm P2 A5 P1 A5 P2 Wertänderung bei P1 und P2 bezogen auf die Basislegierung [%] Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Nr. 5 5 Legierung Abb. 5-42: Prozentuale Wertänderungen der statischen Kennwerte der Legierungsvarianten im Einbauzustand bei 150 C bei Position P1 und P2 bezogen auf die Basislegierung

145 Ergebnisse Zyklische Kennwerte Relevante Überlebenswahrscheinlichkeiten im Bereich des Motorenbaus für einen möglichen Serieneinsatz befinden sich bei 90 % und höher. In den nachstehenden Abbildungen sind somit bei allen geprüften Legierungsvarianten Überlebenswahrscheinlichkeiten von 90 % dokumentiert. In Abbildung 5-43 sind die Dauerfestigkeitswerte der Position P2 im Einbauzustand veranschaulicht. Position 2 Einbauzustand 80,0 Dauerfestigkeitsamplitude 90% [MPa] 70,0 60,0 50,0 40,0 30,0 20,0 10,0 61,7 54,7 67,6 68,7 59,5 0,0 Nr.1 Nr.2 Nr.3 Nr.4 Nr.5 Legierung Abb. 5-43: HCF-Versuch bei 150 C an Position P2 im Einbauzustand (P ü90% ) Hierbei wird mit den Legierungsmodifikationen bei Legierung Nr. 3 und Nr. 4 der größte Effekt erreicht. Die Dauerfestigkeitswerte steigen gegenüber dem Basiswert (61,7 MPa) um mindestens 10 % auf 67,6 MPa bzw. 68,7 MPa. Mit Legierungsvariante Nr. 2 kann keine HCF-Werterhöhung festgestellt werden. Auch bei der wärmebehandelten Basislegierung Nr. 5 wird eine Wertreduktion um 4 % registriert. Ein Vergleich zwischen den HCF-Werten an P2 mit den HCF-Werten an Position P1 der Legierungen Nr. 1, Nr. 2 und Nr. 3 ist in Abbildung 5-44 dargestellt. Bei den Legierungen Nr. 1 und Nr. 3 liegt der Dauerfestigkeitswert an P1 um 33 % unterhalb der Werte an P2. Bei der Legierungsvariante Nr. 2 reduziert sich der HCF-Wert an P2 um 24 %. Bei legierungsübergreifender Betrachtung kommt man zu dem Ergebnis, dass sich bei Legierung Nr. 2 an Position P1 ein um 2,2 % höhere HCF- Wert gegenüber der Basislegierung einstellt. Der HCF-Wert bei Legierung Nr. 3 an P1 verhält sich

146 138 Ergebnisse bezogen auf die Basislegierung analog zu P2. Grundsätzlich zeigt Legierung Nr. 3 auch an Position P1 den höchsten HCF-Wert mit 45,5 MPa. Position 1 Einbauzustand Position 2 Einbauzustand 80,0 Dauerfestigkeitsamplitude 90% [MPa] 70,0 60,0 50,0 40,0 30,0 20,0 10,0 61,7 40,8 41,7 54,7 45,5 67,6 0,0 Nr.1 Nr.2 Nr.3 Legierung Abb. 5-44: Vergleich HCF-Versuche bei 150 C an Position P1 und P2 im Einbauzustand (P ü90% ) Abbildung 5-43 zeigt keine Verbesserung des HCF-Wertes der Legierungen Nr. 2 und Nr. 5. Aus diesem Grund werden diese für die Untersuchung des Betriebszustandes nicht berücksichtigt. In Abbildung 5-45 werden somit die Ergebnisse der Legierungen Nr. 1, Nr. 3 und Nr. 4 an Position P2 im Einbau- und Betriebszustand dokumentiert. Bei allen Legierungsvarianten ist ein signifikanter Abfall der Dauerfestigkeitswerte vom Einbauzustand zum Betriebszustand zu erkennen. Die Differenzen betragen bei der Basislegierung 17 %, bei Legierungsvariante Nr % und bei Legierung Nr %. Vergleicht man den Betriebszustand legierungsübergreifend, so ergeben sich im Gegensatz zu den Werten im Einbauzustand geringere Wertdifferenzen zur Basislegierung. Die Differenz der Legierungsvariante Nr. 4 beträgt bezogen auf die Basislegierung lediglich noch 4 %.

147 Ergebnisse 139 Position 2 Einbauzustand Position 2 Betriebszustand 80,0 Dauerfestigkeitsamplitude 90% [MPa] 70,0 60,0 50,0 40,0 30,0 20,0 10,0 61,7 51,3 67,6 50,9 68,7 53,3 0,0 Nr.1 Nr.3 Nr.4 Legierung Abb. 5-45: Vergleich HCF-Versuche bei 150 C an Position P2 im Einbauzustand und Betriebszustand (P ü90% ) Um diese Dauerfestigkeitswerte bezüglich eines Fiederkristalleinflusses erörtern zu können, werden die geprüften HCF-Proben analysiert. In den Abbildungen 5-46 und 5-47 werden exemplarisch an den Legierungen Nr. 3 und Nr. 5 die Brüche und Durchläufer mit und ohne Fiederkristalle anhand des Treppenstufenverfahrens (Kapitel ) behandelt. 70 Bruch Durchläufer Probe mit Fieder F Spannungsamplitude [Mpa] F F F F F F Probennummer Abb. 5-46: Fiederkristallvorkommen in HCF-Proben an der Legierungsvariante Nr. 5

148 140 Ergebnisse F Bruch Durchläufer Probe mit Fieder F Spannungsamplitude [MPa] F F F F F Probennummer Abb. 5-47: Fiederkristallvorkommen in HCF-Proben an der Legierungsvariante Nr. 3 Die Markierungen verdeutlichen, dass sowohl Durchläufer wie Brüche auf gleichem Lastniveau Fiederkristalle enthalten. Darüber hinaus werden auf dem Lastniveau 61 MPa Durchläufer mit Fiederkristallen sowie Bruchproben ohne Fiederkristallen registriert (Abb. 5-46). In Abbildung 5-48 sind metallografische Schliffe von ausgesuchten HCF-Durchläuferproben mit hohem Fiederkristallvorkommen mittig der Probe dokumentiert. Analoge HCF-Bruchproben werden im Rahmen der REM/EDX-Analysen vorgestellt µm 1000 µm Abb. 5-48: Schliffbild von Durchläufern (Lastniveau 64 MPa) der Legierungen Nr. 5 (links) und Nr. 3 (rechts)

149 Ergebnisse Härtekennwerte Zur Charakterisierung der Fiederkristallbereiche werden Härtekennwertermittlungen durchgeführt. Vergleicht man die Makro- sowie die Mikrohärtewerte jeweils innerhalb und außerhalb fiederkristallreicher Bereiche, so können weder bei der Makrohärte noch bei der Mikrohärte Unterschiede festgestellt werden (Abb. 5-49). außerhalb Fiederkristallbereich innerhalb Fiederkristallbereich ,2 163,8 Härte ,8 111,1 0 Makrohärte Brinell [HBW 2,5/62,5] Mikrohärte Vickers [HV 0,025/15] 1000 µm 20 µm Abb. 5-49: Makro- und Mikrohärtemessung innerhalb und außerhalb fiederkristallreicher Bereiche der Legierungsvariante Nr. 3 inklusive Makro- (links) und Mikrohärteeindrücke (rechts) im Fiederbereich

150 142 Ergebnisse Auch die Untersuchungen mittels eines Mikro-Härtescans über eine komplette HCF-Probenfläche ergeben keine Werteunterschiede. Fiederkristallreiche Bereiche bilden sich in der topografischen Darstellung im rechten Bild der Abbildung 5-50 nicht ab. Fiederkristall 1000 µm Abb. 5-50: Mikrohärtescan auf einer HCF-Probe 5.3 Spannungsverhalten im ZKG nach irreversiblem Gusswachstum Die Ergebnisse der Dilatometermessungen ergeben eine Reduktion des irreversiblen Gusswachstums bei der Legierungsvariante Nr. 3. Dieses Messergebnis lässt die Annahme zu, dass sich analog zu den irreversiblen Gusswachstumswerten die Spannungsverhältnisse im Lagerstuhlbereich zwischen dem Aluminium-ZKG und den Grauguss-Lagerdeckeln ebenso um einen bestimmten Betrag reduzieren. Bevor die Simulation durchgeführt werden kann, erfolgt eine Umwandlung der gemessenen zeitabhängigen irreversiblen Längenänderungen ( -t-diagramm) in eine temperaturabhängige Ausdehnung ( -T-Diagramm), dem irreversiblen thermischen Ausdehnungskoeffizienten. Um dies umsetzen zu können, werden irreversible Gusswachstumswerte bei den Temperaturen 100 C, 125 C und 150 C bestimmt, um zu definierten Zeitpunkten den jeweiligen irreversiblen Gusswachstumswert ermitteln zu können. Die gemessenen irreversiblen Längenänderungen können bei isotropem Werkstoffverhalten direkt übernommen werden, da hieraus im FE-Programm automatisch eine Volumenänderung generiert wird. In den folgenden Tabellen 5-19 und 5-20 sind die irreversiblen Längenänderungswerte

151 Ergebnisse 143 zu definierten Zeitpunkten in Abhängigkeit zur Prüftemperatur für die Legierungsvarianten Nr. 1 und Nr. 3 dargestellt. Der irreversible Ausdehnungskoeffizient irrev. ergibt sich aus der Steigung der (fiktiven) Kurve zum jeweiligen Messzeitpunkt. Um für die Simulation nur einen Kennwert vorliegen zu haben, erfolgt aus den unterschiedlichen irreversiblen Ausdehnungskoeffizienten die Bestimmung des Mittelwertes. Für den irreversiblen thermischen Ausdehnungskoeffizienten wird somit für Legierungsvariante Nr. 1 der Wert 0, % und für Legierungsvarianten Nr. 3 der um ca. 50 % reduzierte Wert von 0, % eingesetzt. Tab. 5-19: Umwandlung d /dt[s] nach d /dt[ C] zur Ermittlung des mittleren irreversiblen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Legierungsvariante Nr. 1 Temperatur [ C] Irreversible Längenänderung [%] zu den Zeitpunkten 40h 60h 80h 100h 200h 300h 400h 100 0,0008 0,0012 0,0016 0,0020 0,0040 0,0060 0, ,0181 0,0250 0,0307 0,0355 0,0497 0,0556 0, ,0537 0,0585 0,0618 0,0645 0,0716 0,0738 0,0745 irrev. 0,0011 0,0012 0,0012 0,0013 0,0014 0,0014 0,0013 Mittelwert 0,0012 irrev. Tab. 5-20: Umwandlung d /dt[s] nach d /dt[ C] zur Ermittlung des mittleren irreversiblen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Legierungsvariante Nr. 3 Temperatur [ C] Irreversible Längenänderung [%] zu den Zeitpunkten 40h 60h 80h 100h 200h 300h 400h 100 0,0008 0,0012 0,0016 0,0020 0,0040 0,006 0, ,0066 0,0090 0,0109 0,0125 0,0177 0,0212 0, ,0171 0,0234 0,0284 0,0325 0,0440 0,0480 0,0495 irrev. 0,0004 0,0004 0,0005 0,0006 0,0008 0,0008 0,0008 Mittelwert 0,0006 irrev.

152 144 Ergebnisse Die weiteren für die Berechnung notwendigen Werkstoffkennwerte sind in nachstehender Tabelle 5-21 dokumentiert. Dabei beträgt der Ausdehnungskoeffizient für den Werkstoff Grauguss 0 [1/K], da dieser Werkstoff bei einer Öltemperatur von 150 C keine irreversible Komponente aufweist und bei der Berechnung nur diese berücksichtigt wird. Tab. 5-21: Werkstoffkennwerte bei Raumtemperatur zur Ermittlung der VON MISES-Vergleichsspannungen Bauteil Werkstoff E-Modul Quer- Ausdehnungs- R p0,2 R m A g kontrak- koeffizient tionszahl irreversibles Gusswachstum [kn/mm²] [1/K] 10-4 [N/mm²] [N/mm²] [N/mm²] Grauguss 175 0, ,5 Lagerdeckel Lagerstühle Nr. 1 74,3 0,34 12, ,9 Nr. 3 74,2 0,34 6, ,3 Neben diesen Werkstoffkennwerten wird für die Berechnung des Weiteren die bereits erwähnte Temperaturverteilung im ZKG bei einer Öltemperatur von 150 C benötigt. Diese vorliegende Input-Datei für diese Temperaturverteilung zu einem bestimmten Zeitpunkt des befeuerten Zustandes enthält zu jedem Knotenpunkt den zugehörigen Temperaturwert in C und ist in Abbildung 5-51 dargestellt. Abb. 5-51: Temperaturverteilung bei 150 C Öltemperatur im befeuerten Betriebszustand am Lagerstuhl 2

153 Ergebnisse 145 Die Ergebnisse der berechneten Spannungszustände im Lagerstuhlbereich der Basislegierung Nr. 1 und der Legierungsvariante Nr. 3 sind in Abbildung 5-52 grafisch dargestellt. Bereits in der grafischen Darstellung sind signifikante Spannungsunterschiede im Bereich der Lagerstuhlverschraubungen des ZKGs zu erkennen. Mit Einsatz der Legierungsvariante Nr. 3 (rechtes Bild) werden somit wesentlich geringere Spannungszustände realisiert. Kurbelwellen- lagergasse Kurbelwellen- lagergasse S, VON MISES-Vergleichsspannung (Avg: 75 %) (Wert 10²) 0,000 0,583 1,167 1,750 2,333 2,917 3,500 4,083 4,667 5,250 bis bis bis bis bis bis bis bis bis bis 0,583 1,167 1,750 2,333 2,917 3,500 4,083 4,667 5,250 5,833 Abb. 5-52: Spannungszustände Basislegierung Nr. 1 (links), Legierungsvariante Nr. 3 (rechts) im Lagerstuhl Für die Ermittlung und Auswertung der VON MISES-Vergleichsspannungen erfolgt eine Bereichsdefinition über vier Schnittebenen im kerbintensiven Schraubenendbereich im Lagerstuhl (Abb. 5-53). Es wird darauf verzichtet, sämtliche sich im Auswahlbereich befindlichen Knotenpunkte und Elementbezeichnungen aufzulisten. Zu erwähnen ist an dieser Stelle, dass die durch eine definierte Ebene geschnittenen Netzelemente als vollständige Netzelemente in die Auswertung mit einfließen. Aus diesem Grund resultiert die gezackte Darstellung des Analysebereichs in Abbildung 5-53.

154 146 Ergebnisse Abb. 5-53: Bereichsauswal; links: definierte Ebenen; rechts: durch Ebenen eingegrenzter Analysebereich In Abbildung 5-54 sind die ermittelten VON MISES-Vergleichsspannungen pro Legierung und Lagerstuhl aufgelistet. Die berechneten Mittelwerte werden dabei aus Tetraeder-Kontinuumselementen ermittelt. Grundsätzlich ist festzuhalten, dass sich die VON MISES-Vergleichsspannungen im betrachteten statischen ZKG-Zustand bei Verwendung der Legierung Nr. 3 anstelle der Basislegierung signifikant reduzieren. Am Lagerstuhl 2 (P320) reduzieren sich somit die VON MISES-Vergleichsspannungen gegenüber dem Wert der Basislegierung um 25,5 % (von 93,83 N/mm² auf 69,87 N/mm²) sowie am Lagerstuhl 3 (P330) um 28,6 % (von 140,05 N/mm² auf 99,99 N/mm²). Die Maximalwerte liegen bei Verwendung der Legierung Nr. 1 auf dem Niveau von 250 N/mm², bei Legierung Nr. 3 reduzieren sich diese um 27 % auf 183 N/mm². Mises-Vergleichsspannung [N/mm²] Mittelwert Maximalwert - 27 % Nr. 1 P320 Nr. 1 P330 Nr. 3 P320 Nr. 3 P330 Mittelwert 93,83 140,05 69,87 99,99 Maximalwert 250,45 250,85 182,68 182,96 Legierung und Lagerstuhl Abb. 5-54: VON MISES-Vergleichsspannungen der Legierungen Nr. 1 und Nr. 3 am definierten Teilbereich der Bauteile P320 und P330 (Werte in [N/mm²])

155 Diskussion und Korrelation der Ergebnisse Diskussion und Korrelation der Ergebnisse Im Rahmen der Literaturrecherche zur Erhöhung der Dauerfestigkeit können keine eindeutigen Hinweise auf die Abhängigkeit von statischen Kennwerten zur Dauerfestigkeit ermittelt werden. Aus diesem Grund werden die Legierungsmodifikationen so ausgelegt, dass zum Erreichen einer hohen Dauerfestigkeit möglichst hohe Bruchdehnungen bei akzeptablen Festigkeitswerten vorliegen. Eine ausführliche Korrelation der Dauerfestigkeitswerte mit den statischen Kennwerten und den weiteren untersuchten Werkstoffparametern in Verbindung mit den Erkenntnissen aus der Literaturrecherche erfolgt im Verlauf der Diskussion. An dieser Stelle soll nun im ersten Schritt vertieft auf die Auswahl der Legierungsmodifikationen eingegangen werden. Für die Modifikation der Aluminiumsekundärlegierung AlSi 8 Cu 3 Mg 0,3 (Basislegierung Nr. 1) erfolgt im Rahmen der Literaturrecherche eine Konzentration auf die Hauptlegierungselemente Si, Cu und Mg. Dabei kommt man zu der Erkenntnis, dass abnehmende Anteile dieser Hauptlegierungselemente die Bruchdehnung signifikant erhöhen. Begründet wird dies durch die daraus folgende Reduktion der sich bildenden intermetallischen Phasen und Ausscheidungen. Bei Betrachtung der vorliegenden intermetallischen Phasen bezüglich des irreversiblen Gusswachstums ist die Erkenntnis, dass mit Ausnahme der Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase bei allen weiteren detektierten Phasen Volumenzunahmen zu erwarten sind. Da darüber hinaus die identifizierten intermetallischen Phasen in der Basislegierung (Tabelle 5-2) jeweils hohe Cu- und Mg-Gehalte aufweisen, erfolgt für die Definition der Legierungsmodifikationen zur Reduktion dieser intermetallischen Phasen eine Reduktion des Cu- und Mg-Gehaltes (Tabelle 5-6 und 5-7). Folgen dieser Phasenreduktionen sollten somit eine Erhöhung der Bruchdehnung und somit der Dauerfestigkeit sowie eine gleichzeitige Reduktion des irreversiblen Gusswachstums sein. Um diese Beeinflussung der mechanischen Kennwerte sowie des irreversiblen Gusswachstums bei einer ausschließlichen Reduktion des Mg-Gehaltes ermitteln zu können, wird die Legierungsvariante Nr. 2 mit einem Mg-Gehalt 0,2 % definiert. Bezüglich der Phasenbildung wird somit der Einfluss der reduzierten Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase bei allerdings gleichzeitiger Erhöhung der Silizium- und Al 2 Cu- Anteile im Betriebszustand betrachtet. Eine Reduktion auf 0,1 % Mg-Gehalt wird aufgrund der zunehmenden Al 2 Cu-Phase im Einbauzustand nicht umgesetzt. Die Legierungsvariante Nr. 4 mit ausschließlicher Reduktion des Cu-Gehaltes auf 2 % dient primär der Analyse des Einflusses signifikant reduzierter Al 2 Cu-Anteile im Werkstoffgefüge. Auf eine weitere Reduktion des Cu-Gehaltes auf 1 % wird aufgrund möglicher drastischer Festigkeitsverluste verzichtet. Die Kombination der beiden Maßnahmen wird mit der Legierungsvariante Nr. 3 realisiert.

156 148 Diskussion und Korrelation der Ergebnisse Die Gefügeanalysen der definierten Legierungsvarianten zeigen deutliche Unterschiede zwischen den Position P1 und P2 aufgrund der unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten (Abbildung 5-4 bis 5-6). Die Analyse des Gefügezustands an Position P1 zeigt SDAS-Werte größer 25 µm und somit Porenanteile größer 80 µm. Darüber hinaus sind die im Rahmen der Literaturrecherche ermittelten Korrelationen zwischen Porenanteil und SDAS-Werte mit der Konstellation an Position P1 nicht vereinbar. Legierungsübergreifend befinden sich an dieser Stelle die SDAS-Werte auf gleichem Niveau bei allerdings signifikant unterschiedlichen Porositäten. Grund hierfür sind zusätzliche Lunkerstellen, welche durch eine unzureichende Entgasung beim Abguss entstanden sind. Dies erklärt an Position P1 die fehlende Abhängigkeit zwischen Porosität und SDAS-Wert. Nach [ZHA0] und [ZHA9] beeinflussen entsprechende Poren- und Lunkergrößen die Dauerfestigkeit deutlich, weshalb die Einflüsse durch Legierungsmodifikationen und Werkstoffzuständen (Einbau- und Betriebszustand) überlagert werden. An Position P2 liegen wesentlich geringere SDAS- und Porositätswerte sowie keine scharfkantigen Lunkerstellen vor, weshalb nur an dieser Position der Einfluss der Elementgehaltsänderungen und der Werkstoffzustände untersucht werden können. An dieser Stelle muss erwähnt werden, dass die ermittelten Porengrößen nicht den wahren Porengrößen entsprechen. Diese haben, da nur sehr selten der größte Durchmesser einer Pore bei einer 2D-Schliffpräparation geschnitten wird, immer einen größeren Wert gegenüber den tatsächlich ermittelten Porengrößen. Allerdings basieren die Untersuchungen in der Fachliteratur ebenfalls auf 2D-Analysen, woraus der dauerfestigkeitsrelevante Porendurchmesser von größer 80 µm resultiert und deshalb weiterhin der Grenzwert eines Porendurchmessers von 80 µm als dauerfestigkeitsrelevant angesehen wird. Betrachtet man die Korngrößen im Lagerstuhlbereich, sind aufgrund der unterschiedlichsten Abkühlgeschwindigkeiten und Wärmeleitfähigkeiten der angrenzenden Materialen Inhomogenitäten im Gussgefüge zu erkennen (Abbildung 5-7). Dabei wirken während der Erstarrung die Zylinderbuchsen und Kühlkokillen extrem kornfeinend. Die Bereiche mit angrenzendem Formsand verursachen ein grobkörniges Gussgefüge. Daraus folgen schließlich die unterschiedlichen Korngrößen an den definierten Positionen P1 und P2. Allerdings bleibt festzuhalten, dass eine reproduzierbare Korngrößenbestimmung zwar an den definierten Positionen P1 und P2 möglich, nicht aber auf das Gesamtgefüge übertragbar ist, da bereits in unterschiedlichen Schliffebenen signifikant unterschiedliche Korngrößenverteilungen vorkommen können. Diese Inhomogenität spiegelt sich auch in den großen Standardabweichungen bei allen Legierungsvarianten wider. In den Dilatometermessungen zeigen sich erhebliche Unterschiede zwischen der Basislegierung und den Legierungsmodifikationen. Auffällig ist hierbei der äußerst geringe Wert der wärmebehandelten

157 Diskussion und Korrelation der Ergebnisse 149 Basislegierung Nr. 5. Die definierte Wärmebehandlung bewirkt somit einen überalterten Werkstoffzustand, weshalb sich bei erneuter Temperaturbelastung bei 150 C geringe weitere Ausscheidungen bilden können. Mit dieser untersuchten Legierungsvariante kommt man allerdings auch zu der wichtigen Erkenntnis, dass sich selbst bei einem überalterten Werkstoffzustand nach wie vor in geringen Mengen bei verhältnismäßig geringen Temperaturen und kurzer Einwirkungsdauer Ausscheidungen bilden und irreversibles Gusswachstum verursachen. Die reduzierten irreversiblen Gusswachstumswerte der weiteren Legierungsmodifikationen, insbesondere die Werte der Legierungen Nr. 3 und Nr. 4, sind nachweislich mit den Ergebnissen der thermodynamischen Berechnungen, REM/EDX- und TEM/EDX-Untersuchungen zu erklären. Die hierbei detektierten geringeren intermetallischen Phasenanteile im Einbauzustand und geringeren Ausscheidungsanteile im Betriebszustand bewirken somit ein wesentlich geringeres irreversibles Gusswachstum. Vergleicht man an dieser Stelle die praktische Detektion der vorliegenden intermetallischen Phasen (Tabelle 5-13) mit den Ergebnissen der theoretischen thermodynamischen Berechnungen (Abbildung 5-3) bezüglich der Legierungsmodifikationen, so stimmen diese hinsichtlich der Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase nicht überein. Grund für diese Differenzen sind die komplexen Erstarrungsvorgänge in Verbindung mit den anliegenden Kühlkokillen während des Abgusses, weshalb eine Definition des tatsächlich vorliegenden Werkstoffzustandes nach dem Abguss bzw. dem Entsanden nur annähernd möglich ist. Hierfür wird die Annahme getroffen, dass der berechnete thermodynamische Werkstoffzustand bei 485 C im Gleichgewicht dem Einbauzustand des ZKG-Werkstoffs entspricht. Da nach den REM/EDX-Analysen die Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase bereits im Einbauzustand vorliegt (Tabelle 5-13), diese allerdings nach den thermodynamischen Berechnungen in diesem Zustand nicht vorliegen sollte, ergibt sich folgende Erklärung. Die Haltezeit beim Entsanden von 4 h bei 485 C reicht nachweislich nicht aus, die vor dem Entsanden vorliegende Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase vollständig in Lösung zu bringen und somit dem Gleichgewichtszustand nach den thermodynamischen Berechnungen zu entsprechen. Bei korrekter Definition des Einbauzustandes im Rahmen der thermodynamischen Berechnungen würden sich somit bei der Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase kleinere Differenzen zwischen den intermetallischen Phasenanteile im Einbauzustand und Betriebszustand und somit kleinere Ausscheidungsanteile ergeben (Tabelle 5-16). Für die Gesamtauswertung der ausscheidungsspezifischen Anteile am irreversiblen Gusswachstum spielt diese Diskrepanz zwischen der Theorie und der Praxis keine Rolle, da die Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase nach [HUN] eine Volumenreduktion verursacht, weshalb die weiteren detektierten Ausscheidungsanteile Ursache für das irreversible Gusswachstum sind. Die Berechnungen zeigen, dass die sich

158 150 Diskussion und Korrelation der Ergebnisse bildenden Guinier-Preston-Zonen mit einem Ausscheidungsanteil über 60 % hauptverantwortlich für das irreversible Gusswachstum sind. Silizium hat nach den Berechnungen lediglich einen Anteil von mindestens 11 % am irreversiblen Gusswachstum (Tab. 5-16). In folgender Abbildung 6-1 ist zu erkennen, dass die Legierungen Nr. 3 und Nr. 4 das geringste irreversible Gusswachstum aufweisen. Auffällig ist der zunehmende Siliziumanteil bei Legierung Nr. 3 gegenüber der Basislegierung. Zu begründen ist dies primär mit der Reduktion der Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase, wodurch geringere Siliziumanteile durch diese Phase gebunden werden. Nach den Berechnungen ist bekannt, dass die Guinier-Preston- Zonen primär das irreversible Gusswachstum beeinflussen und es deshalb bei Legierung Nr. 3 trotz zunehmender Siliziumanteile in Summe ein signifikant geringeres irreversibles Gusswachstum zu verzeichnen ist. Die weitere geringe Reduktion des irreversiblen Gusswachstums bei Legierung Nr. 4 ist auf die geringeren Siliziumausscheidungen gegenüber der Legierung Nr. 3 sowie die zunehmende, aber volumenreduzierende Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase zurück zu führen. Bei ausschließlicher Reduktion des Mg-Gehaltes (Legierung Nr. 2) erfolgt bekanntlich eine Erhöhung der Bruchdehnung, allerdings bewirkt diese Maßnahme bezüglich des irreversiblen Gusswachstums einen erhöhten Wert gegenüber der Basislegierung. Grund hierfür ist die Reduktion der volumenreduzierenden Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase, wodurch weniger Si- und Cu-Anteile gebunden werden und diese somit für die Bildung ungebundener Siliziumanteile und Guinier-Preston-Zonenausscheidungen zur Verfügung stehen. Al2Cu Al15(Mn,Fe)3Si2 Al5Mg8Si6Cu2 Silizium 0,045 irreversible Längenänderung 0,0050 0,1 Phasenanteil 0,040 0,035 0,030 0,025 0,020 0,015 0,010 0,005 0,000 Nr. 1 Nr. 2 Nr. 3 Nr. 4 Legierungsvarianten 0,0045 0,0040 0,0035 0,0030 0,0025 0,0020 0,0015 0,0010 0,0005 0,0000 Phasenanteil Silizium 0,08 0,07 0,06 0,05 0,04 0,03 irreversible Längenänderung [%] Abb. 6-1: Korrelation des irreversiblen Gusswachstums mit den Ausscheidungsanteilen in den Legierungen