Erschienen in GIESSEREI 12/2021

Aktuellen Untersuchungen zufolge weicht die Werkstoffbeanspruchung von Gusseisen mit Kugelgrafit (GJS) bei der Kerbschlagbiege-Prüfung in der Weise deutlich von der Beanspruchung im Bauteileinsatz ab, dass die Zähigkeitseigenschaften unterschätzt werden. Dies kann eine ineffiziente Bauteilauslegung und das Verschenken von Leichtbaupotenzialen bedeuten. Umfassende experimentelle und numerische Analysen sollen das Wissen um die äußeren Einflüsse auf die Zähigkeitseigenschaften von GJS vertiefen und dazu beitragen, bestehende Werkstoffpotenziale voll auszuschöpfen.

Als Grund für die deutlich höhere Übergangstemperatur „ductile-to-brittle transition temperature“ (DBTT) im Kerbschlagbiegeversuch, die in den vorliegenden Untersuchungen durch Halbierung der jeweiligen Hochlagenenergie bestimmt wurde, wird zum einen die ausgeprägte Dehnratensensitivität von GJS-Werkstoffen vermutet, die eine zunehmende Verfestigung des Werkstoffes mit steigender Dehnrate beschreibt (Bild 2) [5].
 

Zur experimentellen Untersuchung der Einflüsse durch Temperatur, Dehnrate und Spannungszustand wurden für drei verschiedene GJS-Werkstoffe, die mit einem Silizium (Si)-Zielgehalt von 2,1, 3,0 und 3,8 Gew.-% (entsprechend EN-GJS-500-14) eingestellt wurden (Tabelle 1, Bild 3), Gießversuche mit einem Gesamt-Gussgewicht von jeweils ca. 290 kg durchgeführt.

Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung der untersuchten Legierungen (Gehalte in Gew.-%; * ermittelt durch thermische Analyse).
 

Für zusätzliche Tests zur Kalibrierung des schädigungsmechanischen Modells wurden mit dem Werkstoff EN-GJS-500-14 weitere Proben gegossen. Für eine reproduzierbare Einstellung der chemischen Zusammensetzung wurde zunächst Kreislaufmaterial einer Charge EN-GJS-400-15 der Fa. FONDIUM Mettmann GmbH, Reineisen und Ferrosilizium (FeSi) in einem Mittelfrequenzinduktionsofen chargiert und auf 1400 °C erhitzt. Nach dem Halten der Schmelze bei ca. 1530 °C für 5 min wurde die Magnesiumbehandlung durchgeführt. Dazu wurden 1,4 Gew.-% der Mg-Vorlegierung VL63O zusammen mit 2,75 Gew.-% eines niedriglegierten Stahlschrotts auf dem Boden einer auf ca. 900 °C vorgewärmten Behandlungs- und Gießpfanne platziert und die Schmelze im Übergießverfahren behandelt. Nach Abschluss der Mg-

Reaktion wurde eine Pfannenimpfung mit 0,3 Gew.-% SMW605 durchgeführt. Unmittelbar danach erfolgte das Gießen der Proben für die thermische Analyse und die Funkenspektrometrie. Die 120 bzw. 220 mm langen Y_II-Standardkeilproben nach DIN EN 1563 wurden schließlich in furanharzgebundenen Quarzsandformen bei einer Gießtemperatur von ca. 1360 °C gegossen.

Um das Versagensverhalten des Werkstoffs zu charakterisieren, wurden den Y_II-Proben verschiedene Probegeometrien (Bild 4) entnommen, um die folgenden experimentellen Untersuchungen durchzuführen, die als empirische Basis für die anschließende numerische Parameterstudie dienten:

• Kerbschlagbiege- (Charpy-V-) und Bruchmechanik- (SENB „Single-Edge Notched Bending)-Versuche zur Ermittlung der Zähigkeitseigenschaften,
• Hochgeschwindigkeitszugversuche bei Raumtemperatur mit Dehnraten von 1, 100 und 250 s^-1 zur Untersuchung der Dehnratensensitivität,
• Quasistatische, einachsige Zugversuche im Temperaturbereich von -40 bis 300 °C zur Untersuchung der Temperaturabhängigkeit,
• Werkstoffprüfungen unter quasistatischen Bedingungen an verschiedenen Probengeometrien (z.B. Scher- und plane strain-Versuche)
• Schlagzugversuche zur Untersuchung des Zähigkeitsverhaltens unter variablen Spannungszuständen,
• Rasterelektronenmikroskopische Bruchflächenanalysen an bis zum Bruch getesteten Proben.

Zum Einsatz kam ein phänomenologisches Plastizitätsmodell (Gleichungen 1-8) [7, 8], zusammen mit einem kombinierten ungekoppelten Spröd-Duktil-Kriterium (Gleichungen 9-12) [9-11]. Das vollständig kalibrierte Modell soll in der Lage sein, das Zähigkeitsverhalten des untersuchten Werkstoffs vorherzusagen. Aus diesem Grund wurden die Einflüsse der Dehnung (Gleichung 2), der Temperatur (Gleichung 3), der Dehnrate (Gleichung 4) und des Spannungszustands (Gleichungen 5-7) in den Simulationen berücksichtigt:

Mit:

σ_yld: Fließspannung in MPa,

ε-^P: äquivalente plastische Dehnung,

T: Temperatur in K,

ε-.^P: Dehnrate in s^-1,

η: dimensionslose Größe zur Beschreibung der Spannungsmehrachsigkeit,

θ-: normalisierter Lodenwinkelparameter,

alle c_jⁱ und m: zu kalibrierende Materialkonstanten.

Das in Gleichung 6 angegebene γ dient der Integration des Lodewinkelparameters in die Fließfunktion.

Aufgrund der hohen Dehnraten im Kerbschlagbiegeversuch herrschen adiabatische Randbedingungen, d.h. die durch die Verformungsenergie generierte Wärme kann während des Versuchs nicht an die Umgebung abgeführt werden. Die daraus resultierende Erwärmung der Probe führt zur thermischen Entfestigung des Werkstoffs und kann mithilfe von Gleichung 8 beschrieben werden:

Mit:

Ṫ: Aufheizrate,

δ/: Wärmeanteilskoeffizient (hier: 0,9),

ρ: Werkstoffdichte

c_p : spezifische Wärmekapazität (hier: 490 J / kg*K)

Das Bruchverhalten wurde durch eine Kombination des verallgemeinerten Orowan-Sprödbruchmodells [11] und des Duktilbruchkriteriums des Bai-Wierzbiki-Modells [12] beschrieben (Gleichungen 9-11).

Der obere Teil von Gleichung 9 steht dabei für das spröde Versagen. Dazu muss zunächst ein gewisser Anteil mikroplastischer Verformung erreicht werden (ε_b^f). Sobald dies geschehen ist und gleichzeitig die Hauptnormalspannung lokal den kritischen Spannungswert zur Spaltbruchauslösung σ_c überschreitet, versagt das betreffende Element der FEM-Rechnung im Spaltbruch. Dies geschieht so lange, bis schließlich bei ε_d^f der duktile Bruchmechanismus ausgelöst wird. Im unteren Teil der Gleichung ist der duktile Pfad beschrieben. Mit Beginn der plastischen Verformung wird auch die duktile Schädigungsevolution ausgelöst. Diese entwickelt sich so lange, bis es in Abhängigkeit vom Spannungszustand bei ε_d^f zum Versagen des Elements kommt.

Die vollständigen spröden und duktilen Bruchmechanismen wurden bei -40 °C und 100 °C für quasistatische Belastungsbedingungen, bzw. bei -100 °C und 100 °C für dynamische Belastungsbedingungen, beobachtet und kalibriert. Da in Gusseisen Hohlräume und Mikrorisse vorhanden sind und die Grafitablösung von der Matrix bereits im elastischen Verformungsbereich einsetzt [13], sind die Ergebnisse der Bruchdehnung in diesem Material sowohl für den Spröd- als auch für den Zähbruch bei allen Temperaturen gestreut. Um dies zu berücksichtigen, wird eine Drei-Parameter-Weibull-Verteilung [11] verwendet, die die Streuung der Bruchdehnung beschreibt:

Zähigkeitseigenschaften

Bild 5 zeigt die in Bruchmechanik (BM)- und Kerbschlagbiege (KSBV)-Versuchen ermittelten Übergangskurven für die drei untersuchten GJS-Werkstoffe.

Dehnratensensitivität

Um die Dehnratensensitivität der eingestellten GJS-Werkstoffe zu analysieren, wurden neben quasistatischen auch dynamische Zugversuche bei Dehnraten von 1, 100 und 250 s^-1 durchgeführt. Die in Bild 6 dargestellten Ergebnissen verdeutlichen, dass die Dehnratensensitivität (DRS) als Verhältnis der Dehngrenze R_p0,2 bei dynamischer Prüfung und R_p0,2 bei quasistatischer Belastung mit steigender Dehnrate, und insbesondere ab einer Dehnrate von 250 s^-1, auf bis zu 55 % zunimmt. Die DRS der Variante 2,10 Si liegt dabei im gesamten Dehnratenbereich insgesamt auf einem höheren Niveau.

Metallphysikalisch lässt sich dieses Phänomen mit dem in der Legierung 2,10 Si erhöhten Perlitgehalt und einer geringeren Grafitkugelzahl begründen. Die Verfestigung infolge einer höheren Dehnrate ist in der Bewegung einer Vielzahl von Versetzungen und deren Aufstau an entsprechenden Barrieren in der Mikrostruktur begründet [15]. Entsprechend führen hohe Perlitgehalte sowie größere Grafitausscheidungen zu einer stärkeren Verfestigung des Werkstoffs. Die Zunahme der Zugfestigkeit R_m liegt im Vergleich zur DRS insgesamt auf einem geringeren Niveau. Mit steigendem Si-Gehalt und erhöhter Dehnrate kann jedoch eine zunehmende Verfestigung festgestellt werden. Gerade für Werkstoffe mit erhöhtem Si-Gehalt können während der Beanspruchung auftretende Verfestigungseffekte bereits bei der Bauteilauslegung berücksichtigt werden, um eine effiziente Ausschöpfung des Verfestigungspotenzials zu ermöglichen.
 

Einfluss des Spannungszustandes

Um den Einfluss des Spannungszustandes auf das Übergangsverhalten von EN-GJS-500-14 zu untersuchen, wurde der sogenannte Schlagzugversuch erstmalig zur Charakterisierung der Zähigkeitseigenschaften von GJS angewendet [16]. Dieser stammt ursprünglich aus der Kunststoffprüfung, ist nach DIN EN ISO 13802 genormt und basiert wie der Kerbschlagbiegeversuch auf einem konventionellen Pendelschlagwerk [17]. Insgesamt wurden für den Werkstoff EN-GJS-500-14 fünf verschiedene Probengeometrien (vgl. Bild 4e) analysiert, die sich in ihrer Spannungsmehrachsigkeit η und damit in ihrem lokalen Spannungszustand unterscheiden.

Die Ergebnisse zeigen einen deutlichen Einfluss der Spannungsmehrachsigkeit auf das in Form der normierten, absorbierten Energie dargestellte Übergangsverhaltens des Werkstoffs (Bild 7).
 

Mit der im KSBV geprüften Charpy-V-Probe wird bei etwa 60 °C die höchste DBTT beobachtet. Sogar bei Schlagzugprüfung einer V-gekerbten Probe, die zusätzlich mit einem erodierten Anriss versehen wurde (η=0,51), fällt die DBTT mit etwa 0 °C deutlich geringer aus. In U-gekerbten Schlagzugproben kann zudem kein energetischer Übergangsbereich im untersuchten Temperaturbereich ermittelt werden, während dennoch unterschiedliche Bruchmechanismen zu beobachten sind. Die vorliegenden Resultate legen nahe, dass der lokale Spannungszustand neben der bereits beschriebenen Dehnratensensitivität einen erheblichen Einfluss auf das Zähigkeitsverhalten besitzt und somit zwingend mitbetrachtet werden muss. Eine Unterschätzung des Zähigkeitspotenzials von GJS-Werkstoffen durch Prüfung im Kerbschlagbiegeversuch liegt somit nahe. Mit dem Schlagzugversuch steht eine gleichermaßen kostengünstige und einfache Alternative zur Verfügung, um die Zähigkeitseigenschaften von GJS beanspruchungsgerecht und effizient zu prüfen. Nachfolgende, aktuell beantragte Forschungsarbeiten haben zum Ziel, die Zähigkeitseigenschaften eines breiten Spektrums an GJS-Werkstoffen mithilfe des Schlagzugversuchs systematisch zu untersuchen.

Kalibrierung des numerischen Modells

Neben den Daten zur Abhängigkeit von der Dehnrate und dem lokalen Spannungszustand muss zur Kalibrierung des Modells der Einfluss der Temperatur berücksichtigt werden. Dazu wurden quasistatische Zugversuche bei Temperaturen von -40 bis 300 °C durchgeführt (Bild 8).
 

Es ist zu erkennen, dass das Spannungsniveau mit steigender Prüftemperatur abnimmt. Bei Temperaturen über 200 °C ist in den Fließkurven ein gezackter Kurvenverlauf zu beobachten. Dies ist auf das Phänomen der dynamischen Reckalterung („dynamic strain ageing“) zurückzuführen, bei dem eine erhöhte Diffusion der Kohlenstoffatome zu einer nicht-monotonen Versetzungsbewegung führt [18]. Die Bruchflächen dieser Proben wurden im Rasterelektronenmikroskop (REM) analysiert, um den Anteil an duktilem Bruch zu bestimmen (vgl. Bild 8). Es zeigt sich, dass der Gleitbruchanteil bei -40 °C 6,3 % beträgt und auf 100 % bei einer Temperatur von 100 °C ansteigt. Das Plastizitätsmodell wurde anhand verschiedener experimenteller Versuche sowie dazugehöriger Simulationen kalibriert, um die Auswirkungen von Verfestigung (Bild 9), Temperatur (vgl. Bild 8), Dehnrate (Bild 10) und Spannungszustand (Bild 11) zu untersuchen.
 

Die kalibrierten Modellparameter sind in Tabelle 2 aufgeführt.
 

Bruchmechanismus

Die Validierung des Modells wurde für quasistatische Bedingungen auf der Grundlage von Kraft-Weg-Kurven durchgeführt (Bild 12).
 

Für dynamische Bedingungen erfolgte die Validierung auf der Grundlage der Probendicke nach Bruch (Bild 13).
 

Die ermittelten plastischen Vergleichsdehnungen beim Bruch wurden im Raum der äquivalenten plastischen Dehnungen, der Spannungsmehrachsigkeit und des normalisierten Lodenwinkelparameters eingezeichnet. Durch die Methode des kleinsten Fehlerquadrats wurden die Parameter der Funktionen aus den Gleichungen 10 und 11 bestimmt.

Sprödes und duktiles Versagen ist in Bild 14 dargestellt.
 

Für quasistatische Bedingungen wurden die Bruchstellen bei einer Bruchwahrscheinlichkeit von 63,2 % aufgetragen, während für dynamische Tests die Daten nicht ausreichten, um die Weibull-Wahrscheinlichkeitsverteilung zu berücksichtigen. Wie aus Bild 14 hervorgeht, sind die plastischen Vergleichsdehnungen beim Bruch unter dynamischen Bedingungen deutlich geringer als unter quasistatischen Bedingungen. Außerdem sind die Bruchdehnungen bei hoher Spannungsmehrachsigkeit unter allen Bedingungen eher niedrig. Durch die Berücksichtigung von experimentellen Tests unter dynamischer Belastung und hoher Spannungsmehrachsigkeit konnte eine gute Vorhersage des Werkstoffverhaltens in Kerbschlagbiegeversuchen erzielt werden (Bild 15).