Experimentelle Studie der Versagensmechanismen in AISi-Gußlegierungen

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1 209 Experimentelle Studie der Versagensmechanismen in AISi-Gußlegierungen \', N. Lippmann *'**, P. Gumbsch * und S. Schmauder ** Einleitung D<l:smechanische Verhaften von untereutektischen AlSi-Gu~legierungen wird von der durch die Legierungszusammensetzung und Wärmebehandlung bestimmtim Ausbildung der Mikrostruktur beeinflußt. Die im Eutektikum vorhandenen lamellaren Si-Partikel könn~n durch das Zulegieren von Antimon (Sb) gefeint werden. Die somit erzielte globulare Struktur des Si-Eutektikums führt zu einer wesentlichen Veränderung' des Bruchverhaltens [1]. Die Bruchdehnung'im Zugversuch erhöht sich von etwa 1 % beim lamellaren Si-Eutektikum auf über 10 % in der Sb-gefeinten Struktur. Im Hinblick auf eine Optimierung der mechanischen Eigenschaften ist es das Ziel, die mikroskopischen Vorgänge zu verst~hen, die zu dem unterschiedlichen makroskopischen Bruchverhalten führen. Durch in-situeversuche im Rasterelektronenmikroskop erfolgte die experimentelle Untersuchung des' Schädigungsablaufes 'an flachen Zugproben. Die Ergebnisse zeigen, daß sich insbesondere quer zur Zugachse liegende Ausscheidungen negativ auf das makroskopische Bruchverhalten auswirken. Experimentelle,) Vorgehensweise In-situ- Versuche im Rasterelektronenmikroskop (REM) stellen eine einfache Möglichkeit dar, das lokale Schädigungsverhalten von Werkstoffen zu untersuchen. Der Versuchsaufbau einer in-situ-zugvorrichtung ist schematisch in Bild 1 dargestellt. Um die einzelnen Phasen der Anrißentstehungdetailliert beobachten zu können, istein,~ Konzentration der Spannungsmaxima auf einen kleinen Bereich im Gefüge notwendig. Durch die Verwendung gekerbter Proben (Bild 1) mit einer elastischen Formzahl Von O'.K= 6 wird eine Sp,annungskonzentration im Bereich des schmalen Ligamentes erzeugt, der den Beobachtungsausschnittbildet. Die Belastung der Proben erfolgt quasi-statisch mit einer Querhauptgeschwindigkeitvon 0,1 p.m/s. Bis zum Auftreten:der ersten Schädigung wurde nach Lastinkrementen von 10 bis 20 N der Versuch jeweils,'unterbrochen und der Bereich zwischen den Kerben sehr genau im: tersucht. Der größte auftretende Riß im Untersuchungsausschnitt wurde dann während des Belastungsvorganges weiter verfolgt. Die Untersuchung der Versagensmechnismen erfolgte für zwei untereutektische Legierungen des Typs GK-AlSi7MgO,3 mit lamellarer und Sb-gefeinter Struktur des Si Eutektikums (Bild 2), die nach dem Vergießen bei einer Temperatur von 540 C lösungsgeglüht und bei 170 C warmausgelagert wurden. Die Versuchsserieumfaßte insgesamt 12 in-situ-proben. Max-Planck-Institut für Metallforschung, Institut für Werkstoffwissenschaft, SeestraBe 92, Stuttgart Universität Stuttgart, Staatliche Materialprüfungsanstalt (MPA), Pfaffenwaldring 32, Stuttgart

2 210 Bild 1: Probengeometrie und Versuchsaufbau der REM in-situ-zugversuche (schematisch). Untersuchung des Schädigungsverhaltens mit REM in-situ-zugversuchen Die unterschiedliche Gefügestruktur der ungefeinten und Sb-gefeint.en Legierung hat ein völlig voneinander abweichendes Bruchverhalten zur Folge. Während sich der ungefeinte Werkstoff makroskopisch nahezu linear-elastisch verhält, zeigt der Sb-gefeinte Werkstoff ein elastisch-plastisches Verhalten (Bild 3). Aus den gemessenen Kraft- Verschiebungs kurven wurden für den Probenquerschnitt zwischen den Kerben Nennspannungs(aN)-Dehnungskurven berechnet. Die ermittelte Zugfestigkeit der Sb-gefeinten Legierung liegt demnach höchstens 20 % über der der ungefeinten Legierung. (a) Bild 2: (b) AlSi7Mg, (a) lamellare Struktur des Si-Eutektikums, (b) Sb-gefein1;e, glcibulare Struktur des Si-Eutektikums.

3 ! cu I, I a.!': _._.! ~ C f""--- -.,-:..----'T ) I I. I c: t 1 :::I I c: 1 I c: I I t [ I!! ~ 100.~--~. J t------; Z '.I.,.,,,, ;.! Gesamtdehnung in % Gesamtdehnung in % (a) (b) Bild 3: Nennspannungs- Dehnungskurven AlSi7Mg: (a) lamellares und (b) Sbgefeintes Si-Eutektikum. Die Prozesse der Anrißbildung sind bei beiden Gefügezuständen ähnlich. Der erste Anriß durch den spröden Bruch von Si-Partikeln wurde jeweils bei einer Nennspannung von 200 bis 250 MPa registriert (Bilder 4 und 5).. Bild 4: Anrißbildung durch den Bruch eines Si-Partikels bei (!N= 214 MPa (lamellares,si-'eutektikum)..\ Der erste Anriß wurde in beiden untersuchten Legierungen manchmal im Zentrum der Proben, zum Teil aber auch'im Kerbgrund gefunden. Durch den im Vergleich zum Ligamentsehr großen Kerbradius wirkt der äußere Kerb sehr mild im Verhältnis zu den lokalen Spannungskonzentrationen aufgrund des heterogenen Gefüges.

4 212 Bild 5: Anrißbildung durch den Bruch von Si-Partikeln 'bei (JN= 245 MPa (Sbgefeintes Si-Eutektikum). Risse entstehen bei etwa g;1eicherbelastung jedoch nicht nur an Partikeln mit der längsten Achse parallel zur maximalen Normalspannung, wo dies aufgrund der Spane nungsverteilung zu erwarten wäre, sondern auch an Partikeln mit der längsten Achse senkrecht zur maximalen Normalspannung. Die Rißorientierung beim Bruch der Partikel wird demnach sowowdurch die Normalspannungsrichtung als auch durch die Eigenschaftsanisotropie der Si-Kristalle niit nur wenigen Spaltebene:q bestimmt. Die Risse in senkrecht zur Normalspannungsrichtung orientierten lq,mellaren Partikeln sind bereits direkt nach ihrer Entstehung vergleichsweise lang und damit besonde:rskritisch. Risse, die durch den Bruch der stark eingeformten Si-Partikel im Sb-gefeinten Werkstoff gebildet werden, sind immer wesentlichkürzer'als die durch den Bruch von lamellaren' Partikeln entstehenden Risse. Die, teilweise vorhandenen, lq,mellar ausgebildeten,alfesi-phasen zeigen ebenfalls ein anisotropes Bruchverhalten. Aufgrundihrer Größe sind auch diese Partikel in der Phase, der Anrißentstehung kritisch (Bild 6); Das lamellare Gefüge versagt aufgrund der durch die langen Risse in Si-Partikeln erzeugten hohen Spannungsintensität an der Rißspitze praktisch unmittelbar nach dem Auftreten der et~ten Risse. Der makroskopischen Plastifizierung des globulitischen Gefüges geht zwar ebenfalls der BruSh von Si-Partikeln voraus, die an der Rißspitze dieser kurzen Risse auftretende Spannungskonzentration ist aber offenbar so schwach, daß sie durch eine lokale Plastifizierung der Matrix abgebaut' werden kann. Die makroskopische Plastifizierung im,globulitischen'gefüge wird mikroskopisch sowow durch Brüche von Si-Partikeln, die eine Veränderung der Steifigkeit bewirken, als auch durch die lokale Plastifizierung der Matrix hervorgerufen. Bei weiterer Belastung wird im Bereich zwischen den Kerben eine durchgreifende Plastifizierung mit ausgeprägten Gleitbändern im 45 -Winkel zur Richtung der maximalen Normalspannung sichtbar (Bild 7). In den in-situ- Untersuchungen im REM kann nur die Probenoberfläche betrachtet werden und somit wird das Bruchverhalten etwa dem ebenen Spannungszustand (ESZ)

5 213 Bild 6: Bildung eines Risses durch den Bruch einer AlFeSi-Phase (ON= 251 MPa). entsprechend untersucht. Um die Schädigungsmechanismen im Probenvolumen, d.h. bei ebenem Dehnungszustand (EDZ) nachvollziehen zu können, wurden die gebrochenen Proben bis auf die Hälfte der Dicke abgetragen. Bei lichtmikroskopischen Untersuchimgen konnten dabei große Mengen gebrochener Si-Partikel an den Bruchflächen gefunden werden, so daß auch für den EDZ die dominierende Rolle der Si-Partikel im Bruchverhalten bestätigt werden kann. Zusammenfassung und Schlußfolgerungen Das Schädigungsverhalten von zwei AlSi-Gußlegierungen mit ungefeintem und Sbgefeintem Si-Eutektikum wurde mittels in-situ-zugversuchen im REM untersucht. Das Versagen im Mikrobereich durch den Bruch der Si-Teilchen tritt weit unterhalb der Bruchdehnung der Probe auf. Aufgrund der Eigenschaftsanisotropie der Si-Partikel brechen nicht nur die spannungsmechanisch bevorzugten, längs zur Belastungsrichtung liegenden Teilchen, sondern auch Teilchen mit der längsten Achse quer zur Be-. lastungsrichtung. Dabei wirken sich insbesondere die in der ungefeinten Legierung vorliegenden, lamellaren Teilchen negativ auf das Bruchverhalten aus, da dei Bruch von senkrecht zu'r Belastungsrichtung liegenden Teilchen sehr große, kritische Risse hervorrufen kann.. Das makroskopisch unterschiedliche Bruchverhalten der untersuchten Legierungen ist somit auf Bruchprozesse im Mikrobereich zurückzuführen. Zur Optimierung des Bruchverhaltens ist eine Gefügefeinung notwendig.. Zur Ausschöpfung der hohen Bruchdehnung sollte in der Sb-gefeinten AlSi7Mg-Gußlegierung insbesondere das Auftreten von lamellaren AlFeSi-Phasen vermieden werden, da diese großen Partikel das Bruchverhalten ebenfalls negativ beeinflussen. Basierend auf den Ergebnissen der in-situ-untersuchungen erfolgte die numerische Modellierung des Schädigungsverhaltens mit der Methode der Finiten Elemente [2]. Ein

6 214 Bild 7: Schädigung von Si-Partikeln und Plastifizierung im Kerbgrund (ern= 314 MPa). Vergleich von Rechnung und Experiment bezüglich der Gesamtdehnungbeiril ersten Anriß von Si-Partikeln zeigte eine sehr gute Übereinstimmung. Der Ort des ersten Anrisses hingegen konnte noch nicht exakt wiedergegeben werden. Danksagung Die Arbeit ist Teil des COST-512-Programms und wird vom BMBF gefördert (Vertrag Nr. 03K 8004). Die Autoren bedanken sich bei den Industriepartnern Robert Bosch GmbH, Fonderies Waeles und Lasso Ingenieurgesellschaft für die Unterstützung. Literatur 1. Reif, W.; Subramanyam, P. & Schneider, W. Untersuchungen zur Feinungswirkung und zum Feinungsmechanismus von Antimon am Beispiel der Legierung G-AlSi7Mg, Gießereiforschung, 1993,1,9-18 and Lippmann, N.; Schmauder, S. & Gumbsch, P. Numerical and experimental study of the failure mechanisms in AlSi-cast alloys, 4th International Conference "Localised Damage '96", Fukuoka (Japan), accepted.

7 Symposium 8 Simulation, ModeUierung,.. Informationssysteme Herausgeber: J. Hirsch DGM - INFORMATIONSGESELLSCHAFT-YERLAG

8 ISBN Die Werkstoffwoche, Kongreß und Ausstellung, ist ein Gemeinschaftsprojekt von: Deutsche Gesellschaft für Materialkunde (DGM); Deutsche Keramische Gesellschaft (DKG); VDI-Gesellschaft Werkstoff technik (VDI-W); Bundesministerium für Bildung, Wissenschaft, Forschung. und Technologie (BMBF). Das Kongreßprogramm 1996 war in 9 Symposien unterteilt. Die fachliche Betreuung erfolgte durch den Programmausschuß unter der Leitung von H. Thomann und R.F. Singer. Für die einzelnen Symposien waren zuständig:.. Symposium H. Thomann, 1: Siemens AG, München Symposium 2: U. Koch, Daimler-Benz AG, München Symposium 3:.. H. Grünling, ABB-Kraftwerke AG, Mannheim Symposium 4: J. Breme; Universität des Saarkmdes, Saarbrücken Symposium 5: A. de Paoli, Robert Bosch GmbH, Stuttgart Symposium 6: G. Ziegler, Universität Bayreuth; H. Cherdron, Wiesbaden; W. Hermel, Fraunhofer-Institut für Keramische Technologienund Sinterwerkstoffe, Dresden; J. Hirsch, VAW aluminium AG, Bonn; H. Kolaska, Fachverband Pulvermetallurgie, Hagen Symposium 7: F. Aldinger, MPI für Metallforschung, Stuttgart; H. Mughrabi, Universität EriangewNürnberg. Symposium 8: J. Hirsch, VAW aluminium AG, Bonn. Symposium 9:. H. Schmidt, INM Saarbrücken; R.F. Singer, Universität Erlangen-Nürnberg Die einzelnen Beiträge werden unverändert in der von den Autoren zur Verfügung gestellten Fassung veröffentlicht by DGM Informationsgesellschaft mbh