EinfluB der ProbengroBe auf die bruchmechanischen Eigenschaften von Sinterstahl

C. M. Sonsino*

Am Beispiel von in der Formteilherstellung haufig venvendeten hoch- temperaturgesinterten Fe-2%Cu-2,5%Ni-Legierungen in den Dichten e = 7 , l und 7,4 gkm3 wurden bruchmechanische Untersuchungen an Klein- und GroBproben vorgenommen. Aufgrund der unterschiedli- chen Abmessungen ergibt sich bei GroBproben eine groBere Riafort- schrittsgeschwindigkeit und eine groBere vorlaufige Bruchzahigkeit als bei den Kleinproben. Durch Zuordnung des ebenen Dehnungszustan- des zu den Groaproben und des ebenen Spannungszustandes zu den Kleinproben 1al3t sich jedoch unter Berucksichtigung der jeweiligen plastischen Zonen ein von der Probenform unabhangiger gultiger Bruchzahigkeitswert auf der Basis der linear-elastischen Bruchmecha- nik berechnen. Diese Ergebnisse gelten fur beide Dichtevarianten, wobei die Erho- hung der Dichte die bruchmechanischen Kennwerte grundsatzlich ver- bessert. Hierbei wird auch auf den Zusammenhang zwischen den Festigkeitskennwerten und dem Gefuge eingegangen.

Influence of Specimen Size on the Fracture Mechanical Behaviour of Sintered Steel

Fracture mechanics testing was carried out with small and big speci- mens using high-temperature sintered Fe-2%Cu-2.5%Ni-alloys in the densities of e = 7.1 and 7.4 g/cm3. These steels are often used in the manufacturing of PM-parts. Due to the different dismensions the crack propagation is for the bigger sizes faster than for the smaller sizes. Also the conditional fracture toughness of the big specimens is superiour to the toughness of the small specimens. But under consid- eration of a plain strain state for the big specimens and of a plain stress state for the small specimens valid fracture toughness values being independent from the specimen size can be calculated applying linear- elastic fracture mechanics. These results were obtained for both densities investigated. The increase of the density delivers principally better fracture mechanical data. Hereby the relation of strength data with the microstructure is also discussed.

1 Einleitung

Obwohl pulvermetallurgisch hergestellte schwingbelastete Bauteile im allgemeinen auf AnriBfreiheit bemessen werden, werden fiir die Beurteilung ihres rnit der Schwingfestigkeit korrelierbaren Zahigkeitsverhaltens bruchmechanische Kenn- werte herangezogen, weil herkommliche Zahigkeitswerte, wie Schlagarbeit , Bruchdehnung oder Brucheinschnurung, in vie- len Fallen zu falschen SchluBfolgerungen fiihren [I, 21. Da aber in der Pulvermetallurgie wegen der Einhaltung von gleichmaoigen Gefugeeigenschaften der Herstellung von GroBproben mit im Stahlbau ublichen Dimensionen [3] (Abb. 1, oben) Grenzen gesetzt sind, werden sowohl fur Ria- fortschritts- als auch f i r Bruchzahigkeitsuntersuchungen in der Regel Kleinproben (Abb. 1, unten) verwendet [l, 21, zumal auch Sinterbauteile uberwiegend ahnliche Abmessun- gen haben. Wenn auch fur einen Vergleich verschiedener Sin- terwerkstoffe die anhand von Kleinproben ermittelten Ergeb- nisse ausreichen, stellt sich jedoch die Frage, inwieweit diese Werte von der Probengeometrie beeinflufit werden und wie diese Werte auch mit fiir andere Werkstoffe an GroBproben ermittelten Zahigkeitskennwerten verglichen werden konnen.

Um diese Frage zu klaren, wurden am Beispiel einer in der Formteilherstellung haufig verwendet porosen Sinterlegierung Fe-Cu-Ni in zwei Dichtevarianten RiBfortschritts- und Bruch- zahigkeitsuntersuchungen mit Klein- und GroBproben durch- gefiihrt. Im folgenden wurden die Versuchsergebnisse sowie ihre Bewertung auch unter den Gesichtspunkten der ASTM- Vorschrift [3] diskutiert und SchluBfolgerungen bezuglich der Probengeometrie gezogen.

* Fraunhofer-Institut fur Betriebsfestigkeit (LBF), Darmstadt.

2 Angewandte bruchmechanische Grundlagen

2.1 RiBfortschritt

An einer mechanisch angerissenen Probe rnit der Anlangs- ril31ange a,, wird der RiBfortschritt unter einer schwellenden Schwingbelastung rnit einem Belastungsverhaltnis R (= Fmin/ F,,,) von etwa 0 bis 0,05 verfolgt [6]. Ausgehend von der RiBfortschrittskuve a = f(N) wird in doppellogarithmischer Darstellung schrittweise uber der RiBfortschrittsgeschwindig- keit dddN die zugehorige Spannungsintensitat AK aufge- tragen:

AK = Aa.f i . f ( i i /b ) rnit (1)

3 . A F . s 2 . d - b 2 ’

Ao =

wobei Ao die Schwingbreite der maximalen Nennspannung an der riBfreien Probe, B die mittlere RiBlange eines Intervalls da, f(B/b) eine von der Probenform abhangige Korrekturfunk- tion [3, 61, AF die Belastungsschwingbreite, s der Auflagerab- stand, d die Probendicke und b die Probenhohe ist. Hierbei ergibt sich ein fiir jeden Werkstoff charakteristischer Verlauf, der sich in drei Bereiche aufteilen 1aBt: unterkritischer, stabi- ler und instabiler RiBfortschritt. Die an den unterkritischen Bereich anschlieBende Phase des stabilen RiBfortschrittes laBt sich im doppellogarithmischen MaBstab durch eine Gerade darstellen, wobei der Zusammenhang zwischen der RiBfort- schrittsgeschwindigkeit und der Spannungsintensitat am ein- fachsten durch folgende Beziehung beschrieben wird [7]:

Z. Werkstofftech. 15, 109-117 (1984) 0 Verlag Chemie GmbH, D-6940 Weinheim, 1984

0049-8688/84/0404-00109%02.50/0 109

da dN

~ = C * (AK)m . (3)

Die Konstanten C und m sind von der Mittelspannung abhangig [8]. AbschlieBend wird die Spannungsintensitat AK, erreicht; der Restbruch erfolgt bei der kritischen RiBlange a,:

A K = Ao . fi - f(a,/b) .

A& = &.

(4)

Fur eine Schwellbelastung rnit dem Verhaltnis R = 0 ist

2.2 Bruchzahigkeit

Wahrend die bruchmechanischen Kennwerte C, m und & unter schwingender Belastung ermittelt werden, wird die Bruchziihigkeit KI, durch quasi-statische Belastung einer ange- rissenen Probe bestimmt. Sie gibt den Beginn instabiler RiB- ausbreitung wieder und sie ist gleich oder kleiner der kriti- schen Spannungsintensitat K. Der Anria wird durch eine vor- ausgehende Schwellbelastung mit der Amplitude Fo erzeugt. Hierbei sind nach [3] einige Vorschriften zu beachten, daB z. B. das Verhaltnis zwischen AnriBtiefe und Probenhohe etwa 0,55 und das von Auflagerabstand s zur Probenhohe b 4 betragt, usw. Bei der quasi-statischen Belastung der Probe mit einer vorgeschriebenen konstanten Belastungsgeschwin- digkeit dF/dt wird die Abhangigkeit zwischen der Kraft F und der RiDausweitung v (crack opening displacement COD) regi- striert. Der Verlauf dieser Kurven ist von der Probenform und vom Werkstoff abhangig. Durch Minderung des Anstieges der aufgenomenen KUNe um 5% wird eine Sekante gezeichnet und der Lastwert FQ bestimmt. Ferner 1aRt sich aus der vorlie- genden Kurve der Wert F,,, entnehmen. Mit Hilfe.des Last- wertes FQ, den Probenabmessungen und der nach dem Bruch vorliegenden RiRlange a, 1aBt sich dann die vorlaufige Bruch- zahigkeit KQ errechnen (K,,, wird durch Einsetzen von F,,, entsprechend bestimmt):

. fi. f(a4b) . 3 . F Q . s 2 . d * b 2

KQ =

Nach der linear-elastischen Bruchmechanik 1aBt sich ein giil- tiger Bruchzahigkeitswert KI, dann angeben, wenn ein verfor- mungsloser Bruch infolge eines ebenen Verformungszustan- des eintritt. Dabei miissen folgende Bedingungen eingehalten werden: eine gleichmaBige RiBfront, eine vorgeschriebene Belastungsgeschwindigkeit dF/dt, ein vorgeschriebenes Ver- haltnis von FQF, > 3,s bei einem Spannungsverhaltnis R = 0,05 und eine gegenuber den Abmessungen (b - a,) und d kleinere plastische Verformungszone an der RiBspitze. Wenn

2,5 (KdRp0,2)2 < (b - a,) bzw. d (6)

ist, folgt daraus

KI, = KQ . (7)

Mit Kleinproben laBt sich nur in seltenen Fallen die Dicken- Beziehung (6) nach [3] erfiillen. Neuere Untersuchungen auf dem Gebiet der FlieBbruchmechanik [9] weisen aber nach, daB diese Beziehung zu sehr auf der sicheren Seite liegt und dalj bei kleinen Probendicken mit der Beziehung

fiir eine Reihe von Werkstoffen ein giiltiger KI,-Wert abgelei- tet werden kann. Hierbei muB aber eine plastische Zonenkor- rektur [lo] vorgenommen werden, d. h. die kritische RiBlange a, in der Beziehung (5) muB urn den Radius der plastischen Zone rpl erhoht werden, da wegen der Plastizierungen an der RiBspitze die effektive RiBtiefe

aeff = ac + rpl (9)

grol3er ist als die kritische. Die GroBe der plastischen Zone hangt vom probenform- und riljtiefenbedingten Spannungszu- stand an der RiBspitze ab. Fur den ebenen Dehnungszustand (EDZ) gilt mit der elastischen Querdehnzahl pel

Fur den ebenen Spannungszustand (ESZ) erhalt man eine groBere plastische Zone:

Nach der Bestimmung von rpl wird mit der Beziehung (9) aeff berechnet. Damit ergibt sich die Bruchzahigkeit zu:

Neben der Dicken-Beziehung (6) laRt sich die Bedingung FQ/F, > 3,5 nach [3] auch nicht immer einhalten, insbesondere wenn relativ kerbunempfindliche, porose Werkstoffe, wie Sin- terstahle oder GuBeisen rnit Kugelgraphit, untersucht werden [l]. Dieser Sachverhalt darf nicht iiberbewertet werden, da die genannten Bedingungen urspriinglich fur hochfeste und zahe Vergiitungsstahle festgelegt wurden.

In der Bruchmechanik wird in den Beziehungen (6) , (S), (10) und (11) die zugige 0,2%-Dehngrenze verwendet, da aber an der RiBspitze infolge der vorangegangenen Schwingbean- spruchung eine elasto-plastische Wechselverformung vorliegt , sollte in diesen Beziehungen anstatt der ziigigen die zyklische 0,2%-Dehngrenze [ll] eingesetzt werden.

Der Vollstandigkeit halber muB hier bemerkt werden, daB die Erwartungen, die in das J-Integral-Verfahren der FlieR- bruchmechanik zur unmittelbaren Ermittlung giiltiger KIc- Werte an Proben mit kleinen Dicken gesetzt werden, in vielen Fallen nicht erfiillt werden, da auch dieses Verfahren je nach Werkstoff eine Abhangigkeit von der Probendicke zeigt [ 12 u.a.1.

3 Angaben zu den Werkstoffen und Proben

Die Untersuchungen wurden am Beispiel von zyklisch ver- festigenden, ternaren Fe-Cu-Ni-Sinterlegierungen durchge- fiihrt, die in der Formteilherstellung (Zahnrader, Winkelhe- bel, Lagerbuchsen u.a.) haufig eingesetzt werden. Um hierbei den EinfluR der Zahigkeit in das bruchmechanische Verhalten

110 C . M. Sonsino Z. Werkstofftech. 15, 109-117 (1984)

Tabelle 1. Fertigungsparameter. Table 1. Manufacturing parameters.

P2 [bar1 s2

- - WPL 200 4600 1280 "C 7 J + 2,0% c u Hubbalkenofen + 2,5% Ni Mischgas

+ 2,0% c u Bandofen Hubbalkenofen + 2,5% Ni Endogas Mischgas

WPL 200 5000 900 "C 5000 1280 "C 7,4

Bandofen: v = 6 m/h, t = 20 min, Hubbalkenofen: v = 6 min/Hub, t = 40 min. Endogas: 36% H,, 19% CO, 0,4% COz, 45% N,, Spaltgas: 75% H2 + 25% N2, Mbchgas: 70% N, + 30% Spaltgas. Taupunkt: 5 "C, Gleitmittel: 0,7% Microwax.

31 GroOprobe Auflogerobstond

s- 200 mm

220

Prufquerschnltt Form A Form B

L d Prufquerschnitt

Kleinprobe Auflagerobstond s=60mrn

Form A bzw A' fur RiOfortschrittsmessung

Form B bzw B fur RiOoufueitungsmessung

Abb. 1. Bruchmechanische Proben. Fig. 1. Specimens for fracture mechanics testing.

gepreRt. Die Kleinproben wurden anschliel3end aus den GroS- proben entnommen. Das Pressen und Sintern der Proben wurde in industriellen Fertigungseinrichtungen des Sinter- metallwerks Krebsoge, Radevormwald, vorgenommen. Als Eisenpulver wurde das wasserverdiiste WPL 200, als Kupfer- pulver CuFS, als Nickelpulver Inco 123 und als Gleitmittel 0,7% Microwachs verwendet. Die Legierungsanteile wurden beim Pulverhersteller Mannesmann Demag Pulvermetall, Monchengladbach, zusammengemischt.

Die auf Tubelle 2 zusammengefaflten mechanischen Kenn- werte wurden an Flachproben mit einem Priifquerschnitt von 5 mm x 16 mm und einer MeRlange von 25 mm, die Schlag- arbeit an Rechteckproben mit 10 mm x 10 mm X 55 mm ermittelt. Diese Proben wurden ebenfalls 0.8. Grorjproben entnommen. Die zyklischen 0,2%-Dehngrenzen wurden mit Hilfe von dehnungsgesteuerten Schwingfestigkeitsversuchen bestimmt [ll]. Obwohl in den mechanischen Kennwerten keine groRen Unterschiede festste'llbar sind, zeigen diese Werkstoffvarianten gefiigebedingt sowohl hinsichtlich der Schwingfestigkeit als auch der bruchmechanischen Kennwerte (RiRfortschritt und der Bruchzahigkeit) eine sehr deutliche Auswirkung der 0.g. Fertigungsparameter [4, 51. Anhand von qualitativen und quantitativen Gefiigeanalysen sol1 hier auf den Zusammenhang zwischen der Gefiigeausbildung und den ermittelten KenngroRen der Schwingfestigkeit und der Bruch- mechanik eingegangen werden.

Wie aus Abb. 2 zu entnehmen ist, werden bei beiden Fe-Cu- Ni-Varianten unabhangig von der Dichte geringfiigige Korn-

einzubeziehen, wurden zwei Dichtevarianten mit unterschied- grenzenanreicherungen sowie martensitische Gefiigebereiche lichen Fertigungsbedingungen ausgewahlt, die auf Tubelle 1 festgestellt, die etwas hohere Cu- und Ni-Gehalte aufweisen angegeben sind. Der Werkstoff mit Dichte 7,l g/cm3 wurde in als die sie umgebenden ferritischen Gefiigebestandteile. Trotz der Einfach- und derjenige mit Dichte 7,4 gkm3 in der Zwei- der Hochtemperatursinterung verschwinden diese Konzentra- fachsintertechnik hergestellt. Um die Versuchsergebnisse tionsunterschiede nicht vollstandig. Das Gefiige sowie die nicht durch fertigungsbedingte Anisotropien zu verfalschen, Verteilung der Proben bzw. ihrer Geometrie ist iiber alle Pro- wurden die in Abb. 1 dargestellten GroSproben isostatisch benquerschnitte gleichmaljig [13].

Tabelle 2. Mechanische Kennwerte. Table 2. Mechanical properties.

e E bzw. Eo Pel R, a:, "/mm*I R m 5 Z ak Harte [gkm'] [kN/mm2] ziig1g zyklisch [N/mm2] [%] [%I [J] HB 2,5/62,5

zug Druck Zug-Druck

7.1 133 0,25 246 259 297 337 7 6 48 115

7.4 160 0,28 309 341 388 454 11 11 88 130 147

177

Flachprobe 5 X 16, 1, = 25 mm, Mittelwerte aus je 3 bis 5 Proben. E durch Spannungsmessung bei E = 0,1%, Eo mit Ultraschall.

Z. Werkstofftech. 15, 109-117 (1984) Sinterstahl 111

4 Bruchmechanische Versuche und ihre Bewertung

4.1 Versuchsergebnisse

a. p = 71 g/crn3, S, = 1280 "C b. p = 74 g/crn3, S,/Sp = 900/1280 "C Kunststoffirnpragniert, 3%-HN03

Abb. 2. Gefuge der Sinterlegierung Fe-Cu-Ni fur die Dichten e = 7,l und 7,4 g/cm3. Fig. 2. Microstructure of the sintered alloy Fe-Cu-Ni for the densities e = 7.1 and 7.4 g/cm3.

200 Ng: 2 106

100

/

lo-2 5 AK= B O O N l m d " I

." I

0.6 0.7 0.8

Werkstoff. Fe-Cu-Ni < l g l cm31 Sintertempemtur FCI Symbol

900 / 1209

Mittlerer Formfaktor und an Groaoroben ermittelte Schwingfestigkeits- bzw. Zahigkeitskennwerte. Fig. 3. Mean value of the shape factor and fatigue and fracture mechanical data for big specimens.

Durch die Dichteerhohung wird eine Verkleinerung und eine bessere Aufrundung der Poren erzielt [13]. Auf Abb. 3 ist der Zusammenhang zwischen dem mittleren Formfaktor [ 141, der Schwingfestigkeit bei 2 . lo6 Lastspielen und den bruch- mechanischen Eigenschaften [4, 131 dargestellt. (Der mittlere Formfaktor hat fiir eine kreisformige Pore den Wert 1 und beschreibt die Abweichung der vorliegenden Porengeometrie vorn Kreis). Die Schwingfestigkeit wurde mittels isostatisch geprel3ten und anschlieBend gekerbten Rundproben mit einem Durchmesser von 25 mm unter Wechselbiegung und die angegebenen bruchmechanischen Kennwerte mit den GroB- proben ermittelt [4, 51.

Um die Ergebnisse abzusichern, wurden je drei Versuche pro Werkstoff und Versuchsvariante durchgefuhrt; die erhal- tenen Mittelwerte sind in Tubelle 3 zusammengestellt. Die Streuung dieser Werte scheint nicht groBer als bei Bau- und Vergutungsstahlen zu sein.

4.1.1 Rgfortschritt

Wie aus Abb. 4 entnommen werden kann, ist die RiBfort- schrittsgeschwindigkeit am Beginn der unterkritischen RiB- fortpflanzung sowohl fur Klein- als auch fiir GroBporen anna- hernd gleich. In den anschlieljenden RiBfortschrittsphasen ist sie bei beiden Dichtevarianten der Fe-Cu-Ni-Legierung fiir die GroBproben deutlich grorjer als fur die Kleinproben. Am Ende der instabilen Phase gleichen sich die RiBfortschrittsge- schwindigkeiten beider Probenarten an. Die bei den GroBpro- ben an der RiBspitze vorliegende und abmessungsbedingt aus- gepragtere Verformungsbehinderung fiihrt zu einer Verspro- dung mit einer hoheren RiBfortschrittsgeschwindigkeit als bei den Kleinproben. Die fiir die Groljproben hohere kritische Spannungsintensitat K, wird im Zusammenhang mit der Bruchzahigkeit und dem Bruchaussehen im folgenden Abschnitt diskutiert.

Auf die Verbesserung der bruchmechanischen Eigenschaf- ten infolge einer Dichteerhohung wurde bereits im Abschnitt 3 eingegangen. Die niedrigere RiBfortschrittsge- schwindigkeit bei den Proben mit der hoheren Dichte beruht neben der besseren Ausrundung der Poren (Abb. 3) auch auf der erhohten Anzahl der Teilchenkontakte und der damit zusammenhangenden Verringerung der Porositat , die zu einer hoheren Zahigkeit fiihrt.

4.1.2 Bruchzahigkeit

Auf den Abb. 5 und 6 sind die Abhangigkeiten zwischen der Kraft und der RiBaufweitung fur die untersuchten Probenfor- men und Dichten sowie die Versuchsbedingungen dargestellt. Demnach sind bei beiden Dichtevarianten der Fe-Cu-Ni- Legierung ebenso wie die kritischen Spannungsintensitaten K, auch die vorlaufigen Bruchzahigkeiten K, und die Werte fiir K,,, bei den GroBproben hoher als bei den Kleinproben (Tabelle 3). Diese hoheren Bruchzahigkeitskennwerte weisen auf eine scheinbar hohere Duktilitat der GroBproben hin, obwohl diese im Riljfortschrittsverhalten sproder sind als die Kleinproben. Diese Widerspruche sind auf die unterschiedli- chen Probengeometrien und auf die vorliegenden groBeren Absolutwerte der RiBverlangerungen bei den GroBproben zu- riickzufuhren.

Das Bruchbild zeigt sowohl bei den Riljfortschrittsuntersu- chungen als auch bei den Bruchzahigkeitsuntersuchungen fur beide Dichtevarianten und Probenformen ein makroskopisch sprodes Aussehen ohne Einschnurung und Scherlippen (Abb. 7), das auf das Vorliegen eines ebenen Dehnungszu- standes hinweist. Das mikroskopische Bruchaussehen ist unabhangig von der ProbengroBe und Dichte fur die Ermu- dungsbruchflachen uberwiegend sprode und fur die Rest- bruchflachen iiberwiegend duktil, wie die Abb. 8 und 9 zei-

112 C. M. Sonsino Z. Werkstofftech. 15, 109-117 (1984)

Tabelle 3. Bruchmechanische Kennwerte. Table 3. Fracture mechanical properties.

ProbengroBe e RiBfortschritt (da/dN = C . (AK)”; R = 0,05) RiBaufweitung m Kc

[Nlmm”’]

- KQ Kmax [ N/mm3‘2] [ N/mm3“]

GroB 7 J 7,4

7,4 Klein 7,1

5,78 . lo-’’ 6,27 1655 1393 1505 5,42 ’ lo-’* 6,12 1963 1755 1807 6,44 . 5,63 1414 967 1150 3,22 . lo-’’ 5,94 1546 1234 1425

Mittelwerte aus je 3 Proben.

1 5 1 0 2 3 4 6 8 lo3 1.5 2 3 L

Abb. 4. RiBfortschritt und Spannungsintensitat fur Klein- und GroB- proben. mens.

Fig. 4. Crack propagation and stress intensity for small and big speci-

gen. An der Grenzflache zwischen dem Ermudungs- und dem Restbruch erfolgt ein sprunghafter Wechsel vom sproden zum duktilen Bruchbereich. Alle mikroskopischen Briiche begin- nen an den Sinterbriicken (Teilchenkontakte), wo durch die Porenrander eine erhohte innere Kerbwirkung vorliegt . Der einzige Unterschied zwischen den beiden Dichtevarianten ist der, dalj die Anzahl der gebrochenen Teilchenkontakte bei der hoheren Dichte groljer ist.

4.2 Ableitung der gultigen Bruchzahigkeiten

Aus den vorlaufigen Bruchzahigkeitswerten KQ sowohl f i r die Klein- als auch fiir die Groljproben durfen mit der ASTM- Dickenbeziehung (6) keine gultigen KI,-Werte abgeleitet wer- den, obwohl das makroskopische Bruchaussehen in allen Fal-

len sprode ist und auf einen ebenen Verformungszustand hin- deutet. Hingegen wird mit der Beziehung (8) die vorlaufige Bruchzahigkeit zu einer gultigen Bruchzahigkeit , wobei dieses Ergebnis mit dem Bruchaussehen im Einklang steht. Da jedoch bei gleicher Dichte die fiir Klein- und Groljproben ermittelten giiltigen Bruchzahigkeitswerte identisch sein soll- ten, mussen die geometriebedingten Unterschiede in den KQ- Werten mittels einer geeigneten Korrektur der Riljtiefen durch Einbeziehung der jeweiligen plastischen Zonen ausge- glichen werden.

Wegen den in mikroskopischen Bereichen vorliegenden Inhomogenitaten kann auf die Grolje der plastischen Zone an der Riljspitze, z. B. mittels einer Mikrohartemessung nicht ohne weiteres geschlossen werden. Aus diesem Grunde wer- den hier die plastischen Zonen nach den Beziehungen (10) und (11) berechnet. Trotz des ahnlichen makroskopisch spro- den Bruchaussehens der Grolj- sowie der Kleinproben und

Z. Werkstofftech. 15, 109-117 (1984) Sinterstahl 113

W e r k s t o f f :

Fe-Cu-Ni, c.7.1 g/cm3

Probe: 11 rnm .I5 m m ~ 9 0 mm ___- Anschwingen: a, 8.2 mrn

Fa = _+I650 N, R = 0.05, f = 20 HZ Nr. 6.3,NA = 144830

ZerreiOen :

Ka = 982 N/mm3/’ K,,, = 1171N/mm3/’ +

LOO0 - 5, 1280°C 4 0 0 0

1 3 0 0 0 - 1 3000 - i/\ d F / d t = l O kN/min - - z U

- I z U

m L L

L Y

L

L m Y

2000 - 2000

1000 - 1000

0. I I 0

20000 17

W e r k s t o f f :

Fe-Cu-Ni, {= 7 . 4 g/cm

Probe: 11mm*15 mm.90 mm

___- Anschwingen: a, = 8.2 mm Fa = ? I925 N, R 0.05, f = 20 HZ Nr. 8.3, NA 167900 Zer re inen :

d F / d t = 10 kN/min K, = 1237 N/mm3/’ K,,, = 1456N/mm3/2

5, 9OO0C, 52 1280OC -

-

--

I I

Werks to f f Fe-Cu-Ni. 5.7 I g/cm3

Probe 25rnm~50rnrn~220rnrn Anschwingen a, 28 3mm

Nr 6 4, NA = 46260 ZerretOen dF/d t = 10 kN/rnin KO = I432 N/rnrn3/’ K,,, = 1573 N/rnm3/’

s, = moot t - z U Y

+ + rn Y L Fa=+8332N,R=0 05 , f= 2OHz

0 1 I 0 0 5 1 0

Rif laufwei tung v [ rnrn] -

Werksto f f Fe-Cu-Ni, 5=7 4 g / c r n 3

Probe 25 rnm~50rn rn x 2 2 0 r n r n Anschwingen a, = 2 8 8mm

Fa=_+1041SN,R=0 05 , f=20 Hz Nr 8 2. NA = 40380 Zerreinen

5, = 900°C, S, = 1280°C

- z - LL

L L

rn L dF/d t = 10 kN/rnin Y KQ = 1770 N/mrn3/’

/ K,,, =1844N/rnm3/’

0 0 5 1 0 RiOaufweitung v [ rnrn] ----

Abb. 6. Abhangigkeit zwischen Kraft und Riaaufweitung bei GroR- proben.

Fig. 6. Relation between force and crack opening for big specimens.

114 C. M. Sonsino Z. Werkstofftech. 15, 109-117 (1984)

Werks to f f : Fe-Cu-Ni, q.7.L g/cm3

Abb. 7. Makroskopisches Bruchaussehen der Klein- und GroB- proben. Fig. 7. Macroscopic fracture of the small and big specimens.

trotz des daraus fiir beide Probenformen ableitbaren Hinwei- ses iiber einen ebenen Verformungszustand an den RiSspit- Zen, wird zur Korrektur der RiStiefe den GroSproben die Beziehung (10) fiir den ebenen Dehnungszustand und den Kleinproben die Beziehang (11) fur den ebenen Spannungszu- stand zugeordnet. Nach der Berechnung der einzelnen plasti- schen Zonen fiir jede Probe wurden mittels der Beziehungen (9) und (12) die gultigen KI,-Werte berechnet. Auf Tabelle 4 sind die aus den Einzelauswertungen gebildeten Mittelwerte und auf Abb. 10 die vorlaufigen und giiltigen Bruchzahigkeits- werte mit den zugehorigen Ober- bzw. Unterwerten darge- stellt.

Wie aus der Tabelle 4 zu entnehmen ist, sind die plastischen Zonen fiir die Kleinproben gemaD der Beziehung (11) groSer als fur die GroBproben nach der Beziehung (10). Trotz der kleineren KQ-Werten ergeben sich aus diesem Grunde bei

GroOprobe

Kleinprobe

Ermudungs- bruchflache

\

den untersuchten Dichten fiir die Kleinproben den GroS- proben gleichwertige rechnerische Bruchzahigkeitswerte KI, (Abb. 10).

5 SchluBfolgerungen

Durch eine Erweiterung des Anwendungsbereiches der linear-elastischen Bruchmechanik und das Einfiihren einer plastischen Zonenkorrektur [9, 101 konnen von der Proben- form unabhangige giiltige Bruchzahigkeiten fiir porose Sinter- stahle abgeleitet werden. Diese Vorgehensweise setzt jedoch eine zutreffende Zuordnung des die GroSe der jeweiligen pla- stischen Zonen bestimmenden Verformungszustandes voraus. Wegen den in dieser Arbeit verwendeten, sehr unterschiedli- chen ProbengroSen konnte zwar eine zutreffende Zuordnung der jeweiligen Verformungszustande befriedigend vorgenom- men werden; fiir Probenabmessungen, die zwischen den auf Abb. 1 angegeben liegen, wurde aber die GroSe der plasti- schen Zone mit der Beziehung (10) ftir den ebenen Dehnungs- zustand unterschatzt und mit der Beziehung (11) fur den ebe- nen Spannun szustand iiberschatzt werden. Die Beziehung rpl = (Ko/Rp o,2) 16 x nach [lo] wiirde eine annehmbare plastische Zone ergeben. Da jedoch der Ubergang vom ebenen Span- nungs- in den ebenen Dehnungszustand je nach den Proben- abmessungen fliel3end ist , miiSte hierfiir eine entsprechende Beziehung abgeleitet werden, bei der die 0.8. Gleichungen zu den einzelnen plastischen Zonen Sonderfalle waren. Da die Riafortschrittsgeschwindigkeit ebenfalls von den Probenab- messungen mitbestimmt wird, ist auch hierzu die Ableitung einer entsprechenden Beziehung erforderlich, mit der der Ein- flul3 unterschiedlicher Probenabmessungen beriicksichtigt werden kann.

Beziiglich der bisher mit den in Abb. 1 angegebenen Klein- proben ermittelten vorlaufigen Bruchzahigkeitswerte KQ fiir die Sinterstahle Fe-Cu-C, Fe-C u.a. [l, 4 u.a.1 in den Dichten

8

Restbruch- flache

/

Groflprobe

\ \

Y

RiOfortschr i t tsr ichtung KLeinprobe

Fe-Cu-Ni ; p = 71g/Cm3

Abb. 8. Mikroskopisches Bruchaussehen beim Riafortschritt und Restbruch fur die Dichte e = 7,l g/cm3.

Z. Werkstofftech. 15, 109-117 (1984) Sinterstahl 115

Fig. 8. Microscopic fracture at crack propagation and rupture for the density e = 7.1 g/cm3.

Ermudungs- Restbruch- bruchflache flache

-------

Gronprobe Gronprobe

sprod

Rinfortschrittsrichtung Klernprobe Kleinprobe

Fe-Cu-Ni Q = l L g / c m 3

Abb. 9. Mikroskopisches Bruchaussehen beim RiRfortschritt und Restbruch fur die Dichte e = 7,4 g/cm3.

Fig. 9. Microscopic fracture at crack propagation and rupture for the density e = 7.4 g/cm3.

Tabelle 4. Daten zur Bestimmung der Bruchzahigkeit KIc. Table 4. Properties to determine the fracture toughness KIc.

ProbengroRe e RiRtiefe beim Bruch plastische Zone FQ KQ K I C

und Verformungs- zustand [g/cm31 a, [mml apl [mml "I [ N/rnm3''] [N/mm3'2]

GroR, 7,1 EDS* 7,4

Klein, 7,1 ESP* 7 4

28,l 0,87 18120 1393 1482 28,7 0,63 21670 1755 1834

8,1 1,69 3310 967 1511 8,4 1,61 3930 1234 1802

* EDS = Ebener Dehnungszustand, ESP = Ebener Spannungszustand. Mittelwerte aus je 3 Proben.

Fe - Cu - NI vorlouf ige rechnerische I Bruchzohigkeit KQ Bruchzohigkeit K l c

7 1 I 4 I1 1 4 Dichte [ g l c m 3 1

Abb. 10. Vorlaufige Bruchzahigkeit KQ und rechnerische Bruchza- higkeit K,,. Fig. 10. Conditional fracture toughness Ko an calculated fracture toughness KI,.

6,6 bis 7,4 g/cm3 ist zu bemerken, daB aufgrund des den Fe- Cu-Ni-Legierungen sehr ahnlichen und primar von der Porosi- tat bestimmten bruchmechanischen Verhaltens unter Anwen-

dung der plastischen Zonenkorrektur fiir den ebenen Span- nungszustand mit GroRproben vergleichbare KI,-Werte abge- leitet werden konnen.

Herrn Prof. Dr. rer. nat. D . Munz sei an dieser Stelle fur seine Dis- kussionsbeitrage, Herrn Ing. (grad.) U. tiernbus fiir die Versuchs- durchfuhrung und Frau U. Klein fur die metallografischen Untersu- chungen gedankt.

Diese Untersuchungen wurden im Rahmen eines von der Deutschen Forschungsgerneinschaft (DFG) zum Schwerpunkt ,,Fertigung und Bauteilverhalten" geforderten Forschungsvorhabens [4] durchgefuhrt, wobei an dieser Stelle der DFG fur ihre Unterstutzung gedankt sei.

6 Literatur

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12. W. Dahl, H.-C. Zeislmair, EinfluR der Probengeometrie auf die Ergebnisse von Bruchmechanikuntersuchungen an dem Stahl St E 47, Archiv. Eisenhuttenwes. 51 (1980) 7-14.

13. R. Oberacker, R. Klausmann, Arbeitsbericht zu den metallografi- schen Untersuchungen im Rahmen des Vorhabens ,,EinfluR der Fertigungsbedingungen auf die Schwingfestigkeit von Sinter- stahl", Institut fur Werkstoffkunde I1 der Universitat Karlsruhe (1982), unveroffentlicht, teilweise in dieser Veroffentlichung ent- halten.

14. H. Exner, Verfahren zur Priifung und zur Entwicklung von Sinter- werkstoffen, Kontaktstudium Pulvermetallurgie an der Techn. Akademie Esslingen, 12.-14. Oktober 1977.

10. 1979, S. 221-229.

Anschrift: Dr.-Ing. C. M. Sonsino, c/o Fraunhofer-Institut fur Betriebsfestigkeit LBF, BartningstraRe 47, 6100 Darmstadt 12.

Results from Investigations with an Instrumented Impact Machine on a Molybdenum Base Alloy, Nickel Base Alloys, and lncoloy 800

K. Krompholz, P. Tipping and G. Ullrich*

Experiments were performed on the molybdenum base alloy TZM, the nickel base alloys Nimocast 713 LC, Inconel 625, Nimonic 86, Hastelloy S, and the iron base alloy Incoloy 800 with an instrumented impact machine. The results are discussed in terms of absorbed impact energies and dynamic fracture toughness. In all cases the agreement between the energy determined by the dial reading and the energy determined by the integration of the load vs. load point displacement diagram was excellent. A procedure for the determination of the dynamic fracture toughness for load vs. load point displacement diagrams exhibiting high oscilla- tions using an averaged curve is proposed. Using this procedure a pronounced influence of the experiments with tup and chisel (5.0 m/s and 0.1 m/s respectively) on the dynamic fracture toughness is not detectable. Using half the drop height, i.e. halving the total energy, lowers the dynamic fracture toughness values for these types of alloys. Low absorbed impact energies are often combined with high fracture toughness values. In these cases there is no or only a small reserve in deformation and/or stable crack growth.

* Swiss Federal Institute for Reactor Research, Department of Metal- lurgy, CH-5303 Wiirenlingen, Switzerland.

Ergebnisse von Untersuchungen mit einem instrumentierten Kerbschlaghammer an einer Molybdanbasislegierung, Nickelbasislegierungen und lncoloy 800

Mit einem instrumentierten Pendelschlagwerk wurden Experimente an der Molybdanbasislegierung TZM, den Nickelbasislegierungen Nimocast 713 LC, Inconel 625, Nimonic 86, Hastelloy S und der Eisenbasislegierung Incoloy 800 durchgefuhrt . Die Ergebnisse werden unter den Gesichtspunkten der verbrauchten Schlagenergien und der dynamischen Bruchzahigkeit diskutiert. In allen Fallen war die Ubereinstimmung zwischen den Energien, die am Schleppzeiger des Hammers abgelesen wurden und den Energien, die durch die Integration des Kraft-Weg Diagrammes ermittelt wur- den, ausgezeichnet. Ein Verfahren fur die Bestimmung der dynamischen Bruchzahigkeit fur eine Last vs. Lastpunktverschiebungskurve mit hohen Oszillatio- nen unter Verwendung einer gemittelten Kurve wurde vorgeschlagen. Venvendet man dieses Verfahren, findet man keinen deutlichen Ein- fluB der Experimente mit Hammer und Stossel (5,O m/s und 0, l m/s) auf die dynamische Bruchzahigkeit. Halbiert man die Fallhohe, d. h. halbiert man die totale Schlagenergie, so werden die dynamischen Bruchzahigkeitswerte fur die Legierungstypen erniedrigt. Niedrige absorbierte Schlagenergien sind oft verknupft mit hohen Bruchzahigkeitswerten. Hier fehlt die Reserve in der Verformung und/oder im stabilen RiBwachstum.

OO4~8688/84/0404-OO117$02.50/0 117 Z. Werkstofftech. 15, 117-123 (1984) 0 Verlag Chemie GmbH, D-6940 Weinheim, 1984