Impulsschweißen von Aluminium

Transcrição

Auswirkungen von Aktivgaszumischungen
im vpm-Bereich zu Argon auf das MIGImpulsschweißen von Aluminium
von Diplom-Ingenieur
Sven-Frithjof Goecke
aus Potsdam
von der Fakultät V - Verkehrs- und Maschinensysteme
der Technischen Universität Berlin
zur Erlangung des akademischen Grades
Doktor der Ingenieurswissenschaften
- Dr.-Ing. genehmigte Dissertation
Promotionsausschuss:
Vorsitzender:
Berichter:
Berichter:
Prof. Dr.-Ing. Eckart Uhlmann
Prof. Dr.-Ing. Dr. h.c. Lutz Dorn
Prof. Dr.-Ing. habil. Gabriele Nutsch
Tag der wissenschaftlichen Aussprache:
9. August 2004
Berlin 2004
D 83
ZUSAMMENFASSUNG
Zusammenfassung
Die Auswirkungen von Stickstoff, Sauerstoff und Wasserstoffzumischungen im vpmBereich zu Argon auf das MIG-Impulsschweißen von Aluminium werden mittels
mechanisch-technologischer Untersuchungen, der Hochgeschwindigkeitskinematografie und der Emissions-Spektroskopie ermittelt.
Sowohl Stickstoff- als auch Sauerstoffzumischungen bewirken bereits unter 0,1 %
eine erhebliche Erhöhung des Einbrands und eine Verringerung der Mikroporosität
gegenüber Reinargon, während durch Wasserstoffzumischung bis etwa 0,1 % die
Mikroporosität kaum beeinflusst wird.
Aufgrund einer Erhöhung der Lichtbogenstabilität verbessert sich die Prozesssicherheit durch geringe molekulare Aktivgaszumischungen im Al-Dünnblechbereich.
Metalldampf im Kernbereich des MSG-Lichtbogens führt mit einer ausgeprägten
Strömung in Richtung Schmelzbad zu einer Kühlung des Plasmas. Dabei erhöhen
Stickstoff- und Sauerstoffzumischung den Metalldampfpartialdruck im Lichtbogenplasma und kontrahiert den Metalldampfstrahl. Verstärkte Elektronenemission an der
Kathodenoberfläche durch hocherhitzte Metalloxide bzw. –nitride verbessert die
elektrische Leitfähigkeit begleitet von einer Erhöhung des Plasma-Ionisierungsgrads.
Abstract
Effects of nitrogen, oxygen and hydrogen admixtures in the vpm range to argon on
pulsed MIG welding of aluminium are studied by mechanical-technological
investigations, high speed film and emission spectroscopy.
Nitrogen as well as oxygen admixtures of even below 0.1 % cause an considerable
increase of penetration and decrease of porosity compared to argon, while hydrogen
barely effects porosity up to 0.1 %.
In the aluminium thin sheet range the process stability is enhanced by admixing small
amounts of molecular active gases due to an higher arc stability. A cooling of the
plasma is caused by a metal vapour flow in the centre of the MIG arc column. The
partial metal vapour pressure in the arc plasma will be increased by nitrogen and
oxygen admixtures and the metal vapour jet contracts. An increased electron
emission from the cathode surface improves the electrical conductance followed be
an increase of the plasma ionisation rate.
Schlagwörter:
MIG; Schweißen; Gas; Aluminium: Magnesium; Spektroskopie; Plasma; Lichtbogen;
Metalldampf
Keywords:
GMAW; welding; gas; aluminium; magnesia; spectroscopy; plasma; arc; metal vapour
WIDMUNG
für
meinen Vater
INHALTSVERZEICHNIS
I
INHALT
FORMELZEICHEN- UND ABKÜRZUNGSVERZEICHNIS ..........................................1
1 EINLEITUNG ..........................................................................................................4
2 ZIELSETZUNG .......................................................................................................7
3 STAND DER TECHNIK...........................................................................................9
3.1 Besonderheiten beim Schweißen von Aluminiumlegierungen .........................9
3.1.1 Oxidbildung ..........................................................................................10
3.1.2 Porenbildung ........................................................................................12
3.1.3 Heißrissbildung ....................................................................................13
3.1.4 Spritzerbildung .....................................................................................14
3.1.5 Wärmeausdehnung und Wärmeleitfähigkeit.........................................16
3.2 Der Metall-Inert-Gas-Schweißprozesses .......................................................17
3.2.1 Pulsen des MSG-Schweißprozesses ...................................................18
3.2.2 Physikalische und technologische Grundlagen ....................................19
3.3 Einfluss molekularer Zumischungen im Schutzgas Argon.............................21
3.3.1 Stickstoffhaltige Schutzgase ................................................................23
3.3.2 Sauerstoffhaltige Schutzgase...............................................................27
3.3.3 Wasserstoffhaltige Schutzgase ............................................................29
3.4 Methoden zur quantitativen Analyse des MIG-Lichtbogenplasmas ...............32
3.4.1 Experimentelle Methoden.....................................................................32
3.4.2 Mathematische Modelle .......................................................................33
3.4.3 Metalldampfeinfluss..............................................................................35
3.4.4 Ionisationsgrad.....................................................................................40
3.4.5 Transporteigenschaften........................................................................40
4 ZIELSETZUNG DER ARBEIT UND VORGEHENSWEISE...................................46
4.1 Werkstoffauswahl ..........................................................................................46
4.2 Vorgehensweise ............................................................................................47
5 VERSUCHSBEBINGUNGEN................................................................................49
5.1 Versuchswerkstoffe .......................................................................................49
5.1.1 Probenwerkstoff ...................................................................................50
5.1.2 Zusatzwerkstoffe ..................................................................................51
5.1.3 Schutzgase ..........................................................................................52
5.2 Versuchseinrichtungen ..................................................................................53
5.2.1 Gasmischanlage ..................................................................................53
5.2.2 Energiequelle .......................................................................................54
5.2.3 Fahrwerke ............................................................................................55
5.2.4 Messdatenerfassung ............................................................................56
5.2.5 Spritzermessung ..................................................................................57
II
INHALTSVERZEICHNIS
5.3 Schweißversuche.......................................................................................... 59
5.3.1 Versuchsaufbau................................................................................... 59
5.3.2 Nahtvorbereitung und Oberflächenreinigung ....................................... 59
5.3.3 Schweißversuchsdurchführung ........................................................... 60
5.4 Mechanisch-technologische Untersuchungen............................................... 61
5.4.1 Sichtprüfung ........................................................................................ 62
5.4.2 Metallografische Untersuchung ........................................................... 62
5.4.3 Zugprüfung .......................................................................................... 64
5.5 Hochgeschwindigkeitskinematografie ........................................................... 65
5.5.1 Versuchsaufbau................................................................................... 65
5.5.2 Versuchsdurchführung......................................................................... 66
5.6 Spektroskopie ............................................................................................... 67
5.6.1 Versuchsaufbau................................................................................... 67
5.6.2 Justage der Eingangsoptik .................................................................. 70
5.6.3 Triggerregime ...................................................................................... 71
5.6.4 Kalibrierung ......................................................................................... 73
5.6.5 Versuchsdurchführung......................................................................... 75
6 VERSUCHSAUSWERTUNG................................................................................ 76
6.1 Mechanisch-technologische Auswertung ...................................................... 76
6.1.1 Niederschlag auf der Werkstückoberseite ........................................... 76
6.1.2 Spritzerbildung..................................................................................... 80
6.1.3 Metallographische Untersuchungen .................................................... 82
6.1.4 Zusammenfassung und Diskussion ..................................................... 88
6.2 Elektrische Schweißprozessgrößen.............................................................. 90
6.2.1 Einführung ........................................................................................... 90
6.2.2 Auswertung der elektrischen Schweißprozessgrößen ......................... 90
6.2.3 Zusammenfassung und Diskussion ..................................................... 95
6.3 Hochgeschwindigkeitskinematografie des Werkstoffübergangs ................... 98
6.3.1 Auswertung der kinematografischen Untersuchungen ........................ 98
6.3.2 Zusammenfassung und Diskussion ................................................... 102
6.4 Emissions-Spektroskopie des Lichtbogenplasmas ..................................... 104
6.4.1 Grundlagen der Emissions-Spektroskopie......................................... 104
6.4.2 Radiale Flächenstrahldichteprofile..................................................... 118
6.4.3 Temperaturprofil aus der Methode nach Bartels................................ 124
6.4.4 Temperaturprofile aus der relativen Methode .................................... 126
6.4.5 Plasmazusammensetzung und Temperaturprofil aus dem
nichtlinearen Gleichungssystem ........................................................ 130
6.4.6 Vergleich der radialen Temperaturprofile........................................... 137
6.4.7 Diskussion und Schlussfolgerungen .................................................. 140
6.5 Zusammenfassung und Ausblick ................................................................ 145
7 LITERATURVERZEICHNIS ............................................................................... 148
8 ANHANG .............................................................................................................. A1
FORMELZEICHEN- UND ABKÜRZUNGSVERZEICHNIS
1
Formelzeichen
Bezeichnung
Wert bzw. Einheit
Naturkonstanten
Lichtgeschwindigkeit, Vakuum
Planck´sches Wirkungsquantum
Boltzmann-Konstante
Avogadro-Konstante
c
h
kB
NA
2,998 · 108 m s-1
6,626 · 10-34 J s
1,380 · 10-23 J K-1
6,022 · 1023 mol-1
allgemeine Formelzeichen
Schweißgeschwindigkeit
Normaldruck
Radius
Schmelztemperatur
karthesische Ortskoordinaten
Wellenlänge
polare Ortskoordinaten
Frequenz der emittierten Linienstrahlung
vS
p0
r
TS
x, y, z
λ
ϕ, θ
ν
m min-1
0,1 MPa
mm
K, °C
mm
nm
°
s-1
im Zusammenhang mit elektrischen Prozessgrößen:
Impulsfrequenz
Strom
Leistung
Dauer
Spannung
f
IIndex
PIndex
tIndex
UIndex
Hz
A
W
ms
V
Indizes:
a
f
G
krit
m
P
S
s
tr
ansteigende Flanke
fallende Flanke
Grundphase
kritisch für sprühenden Werkstoffübergang
mittel
Impulsphase
Triggerschwellwert für spektroskopische Messung
Schweiß
transiente Momentanwerte
im Zusammenhang mit der Nahtgeometrie:
Nahtgeometrie-Äquivalent
Höhe
Breite
Näq
hIndex
bIndex
Indizes:
G Gesamthöhe
N Nahtüberhöhung bzw. -breite
W Wurzelüberhöhung bzw. -breite
mm
mm
2
im Zusammenhang mit der Spritzermessung:
Drahtfördergeschwindigkeit
Spritzeranteil pro abgeschmolzene Drahtmasse
längenspezifische Drahtmasse
Länge
Masse
vDr
S
ρ
lIndex
mIndex
m min-1
%
g m-1
mm
g
Indizes:
Dr Draht, abgeschmolzen
Dr,m Draht, gemessen
Ende Endstück, gemessen
im Zusammenhang mit plasmaphysikalischen Größen:
Konzentration
Kuppenstrahldichte
Längenkalibrierfaktor für spektroskopische Messung
Normtemperatur
Zustandssumme
Parameter für die Bartel-Methode
Ionisationsgrad
Übergangswahrscheinlichkeit zwischen Energieniveaus
statistisches Gewicht
Anregungsenergie
Strahldichte
Teilchendichte
Druck bzw. Partialdruck
Temperatur
Emissionskoeffizient, volumen- und winkelspezifische
Strahlungsleistung
Wellenlänge
c
LvK
Kl
T*z
U
M, p*, Ymax
z
AIndexIndex
gIndex
EIndex
IIndex
nIndex
pIndex
TIndex
εIndexIndex
λIndexIndex
Indizes:
0
1
a
eK
m
n
max
Mitte
z
a, b
Neutrale, nicht ionisiert
Ion, ionisiert
Grundzustand
Elektron
Kontinuum
unteres Niveau
oberes Niveau
maximal
Mitte bei der Gitterausrichtung
Ionisierung
laufender Index
%
W (m2 sr)-1
mm Streifen-1
K
s-1
eV, cm-1
W (m2 sr)-1
m-3
Pa, hPa
K
W (m3 sr)-1
nm
weitere sprachliche Abkürzungen:
Al
AlN
Al2O3
CCD
CO
CO2
CH3
CrNi
eEDA
H2
ICCD
IG/IP-Modulation
IG/UP-Modulation
LTE
LTG
Mg
MgO
MAG
MCP
MIG
MSG
MSGp
MHD
NO
NO2
N2
O2
O3
PLTE
PLTG
SF6
SO2
St
Taper
TE
TiN
vpm
VTG
WEZ
WIG
ZrN
Aluminium
Aluminiumnitrid
Aluminiumoxid
charged coupled device
Kohlenmonoxid
Kohlendioxid
Methyl
Chrom-Nickel-Stahl
Elektron
energiedispersive Röntengenanalyse
Wasserstoff
Intensivierte CCD-Kamera
Konstant-Strom-Regelung in der Grundphase,
Konstant-Strom-Regelung in der Impulsphase
Konstant-Strom-Regelung in der Grundphase,
Konstant-Spannung-Regelung in der Impulsphase
local thermal equilibrium, s. auch LTG
lokales thermodynamisches Gleichgewicht
Magnesium
Magnesiumoxid, auch Periklas
Metall-Aktiv-Gasschweißen
Micro-Channel-Plate oder auch Multi-Channel-Plate
Metall-Inert-Gasschweißen
Metall-Schutz-Gasschweißen
gepulstes Metall-Schutz-Gasschweißen
Magneto-Hydro-Dynamik
Stickstoffmonoxid
Stickstoffdioxid
Stickstoff
Sauerstoff
Ozon
partial local thermal equilibrium, s. auch PLTG
partielles lokales thermodynamisches Gleichgewicht
Schwefelhexafluorid
Schwefeldioxid
Stahl
fiberoptische Platte
thermal equilibrium, s. auch VTG
Titannitrid
Volumenanteil / pro Million
vollständiges thermodynamisches Gleichgewicht
Wärmeeinflusszone
Wolfram-Inert-Gasschweißen
Zirkonnitrid
3
4
EINLEITUNG
1 EINLEITUNG
Als moderne Konstruktionswerkstoffe gewinnen Aluminiumlegierungen in allen
Industriebereichen zunehmend an Bedeutung, wie im Maschinen-, Behälter- und
Apparatebau sowie im Schiffs-, Schienen- und Fahrzeugbau, aber auch für viele
Dinge des täglichen Gebrauchs. Der Leichtbau führt bei dynamisch beanspruchten
bzw. mobilen Konstruktionen zu geringeren Massenkräften, geringerem Verschleiß
und günstigeren Betriebskosten. Nicht nur der Ruf nach konsequenter Anwendung
von Leichtbau-Kriterien, sondern vielmehr die Gesamtheit der charakteristischen
Werkstoffeigenschaften haben gerade in jüngster Zeit, z. B. in der Automobilindustrie, zu einem sprunghaften Anstieg des Aluminiumverbrauchs geführt. Die
Eigenschaften, die Aluminium zu einem begehrten Gebrauchsmetall machen, sind:
♦ niedriges spezifisches Gewicht bei gleichzeitig hoher mechanischer Festigkeit, die in die Größenordnung der Stähle reicht. Obwohl verglichen mit Stahl
der E-Modul von Aluminium nur ein Drittel beträgt, lassen sich erhebliche
Masseverringerungen erzielen aufgrund der mit 2,6 - 2,8 g/cm3 ebenfalls nur
einem Drittel der spezifischen Dichte.
♦ gute Zähigkeitseigenschaften bis zu tiefen Temperaturen ohne Versprödungserscheinungen, kfz-Gitterstruktur bei naturharten Legierungen ohne
Gitterumwandlung bei Abkühlung
♦ gute Umformbarkeit und Zerspanbarkeit, woraus günstige Verarbeitungskosten resultieren
♦ hohe elektrische und thermische Leitfähigkeit sowie magnetische Neutralität
♦ gute Korrosions- und Hitzebeständigkeit durch Oberflächenoxidbildung
(Al2O3, dicht, festhaftend, elektrisch isolierend, Schmelztemperatur 2050 °C).
Daneben lässt sich die Oxidoberfläche beispielsweise durch das „Eloxieren“
elektrochemisch
verdichten
und
damit
eine
sehr
widerstandsfähige
Oberflächenbeschichtung erzielen, die gleichzeitig farbig gestaltbar ist.
♦ sehr gute Recyclebarkeit mit einem hohem Schrottwert
Neben den üblichen formschlüssigen Fügeprozessen hat das Schweißen einen ausgeprägt hohen Stellenwert in der industriellen Fertigung von Aluminiumwerkstoffen
erlangt.
EINLEITUNG
5
Vorrangig aufgrund hoher Wirtschaftlichkeit bei gleichzeitig hoher Nahtqualität haben
sich das MIG-Schweißen - hier gerade auch das Impulsstromschweißen - und das
WIG-Schweißen durchgesetzt. Doch trotz der guten Schweißeigenschaften der
meisten Aluminiumlegierungen führen die werkstoffspezifischen Eigenschaften auch
zu grundsätzlichen Verarbeitungsunterschieden gegenüber anderen Metallen. So tritt
eine Neigung zur Porosität durch in der Oxidschicht eingelagerte Wasserstoffverbindungen auf. Die hohe Wärmeausdehnung führt besonders bei Dünnblechen zu
starkem Verzug und die hohe Wärmeleitfähigkeit erfordert trotz des nur bei etwa bei
660 °C liegenden Schmelzpunktes eine etwa gleich hohe Wärmeeinbringung wie bei
Stahl, hingegen bei Dickblechen sogar eine deutlich höhere. Weiterhin verursachen
in der Schweißpraxis oft anzutreffende, typische Fehler, wie z. B. Wurzel- und
Flankenbindefehler, sowie starke Spritzerbildung erhebliche Nacharbeitskosten, die
weit über die Kosten der eigentlichen Schweißfertigung hinausgehen können. Zur
Vermeidung dieser Fehler ist zum einen eine besondere Vorbereitung der Bleche für
das Schweißen von Aluminiumwerkstoffen erforderlich, d. h. ein Entfetten der
Oberfläche und die mechanische oder chemische Oxidhautbeseitigung im gesamten
Fugenbereich. Zum anderen ist eine sorgfältige Wahl der Schweißparameter zur
Gewährleistung einer hohen Prozesssicherheit notwendig.
Ein möglicher und in den letzten Jahren intensiv erforschter Weg sind externe
Prozessüberwachungen und Qualitätssicherungen mit offline- oder teilweise auch
schon in Echtzeit arbeitenden Sensorsystemen. Doch bislang verhindern die immens
große Informationsmenge bei der Datenverarbeitung und die damit verbundenen
Kosten den industriellen Einsatz von geschlossenen Regelkreisen für diesen Zweck
weitgehend. Es handelt sich also beim Schweißen nach wie vor um einen
gesteuerten Prozess, auch wenn für einzelne Aufgaben, wie z. B. die Nahtführung in
der mechanisierten bzw. automatisierten Anwendung, geschlossene Regelkreise
vielfältig Anwendung finden. Doch ist die Schweißfachkraft auch hierdurch
keineswegs ersetzbar, vielmehr tritt die Forderung nach höherer fachlicher
Qualifikation für die Bedienung solch immer aufwendig werdender Systeme in den
Vordergrund.
Daher ist jede Maßnahme zur Verbesserung der inneren Prozesssicherheit erstrebenswert. So wird beispielsweise durch die Pluspolung der Elektrode beim MIGSchweißen erreicht, dass die nach einer Oberflächenreinigung sich immer wieder
neubildende Oxidschicht während des Schweißens durch die sog. „kathodische
6
EINLEITUNG
Reinigung“ der Werkstückoberfläche beseitigt wird. Selbstverständlich setzt dieses
das stabile Brennen des Lichtbogens voraus, das üblicherweise durch die sog.
„innere Regelung“ beim Schweißen mit nichtgepulstem Strom gewährleistet wird. Da
bei dem Impulsstromschweißen mit IG/IP -Charakteristik die Dauer der Impulsphase
bekanntermaßen für diese Art der Regelung in der Regel nicht ausreicht, wird hier in
kommerziellen Energiequellen eine zusätzliche, äußere Regelung der Prozessparameter zur Konstanthaltung der Lichtbogenlänge realisiert.
Zur Kategorie der Verbesserung der inneren Prozesssicherheit ist ebenfalls jede
Möglichkeit zur Erhöhung der Lichtbogenbrennstabilität zu zählen. Hierfür sind in den
letzten Jahren zumindest für den höheren Leistungsbereich spezielle Schweißschutzgase auf den Markt gekommen, die durch geringste Stickstoff- oder auch
Stickoxid- sowie auch Sauerstoffzusätze im vpm - Bereich, z.B. 150…300 vpm, eine
Schweißnaht-Qualitätsverbesserung und eine bessere Verarbeitbarkeit bewirken
sollen. Doch bisher sind diese Gase nicht für den unteren Leistungsbereich und nicht
ausreichend für das Impulsstromschweißen im Dünnblechbereich hinsichtlich ihres
Einflusses auf den Schweißprozess systematisch untersucht worden.
ZIELSETZUNG
7
2 ZIELSETZUNG
Der Blechdickenbereich zwischen 1,0 mm und 2,5 mm stellt für den Automobilbau
die häufigste Anwendung dar. Besonders hier wird trotz eines inzwischen starken
Wettbewerbs mit dem Laserstrahlschweißen eine Forderung nach breiterem Einsatz
des MIG-Impulsstromschweißens mit maximierter Prozesssicherheit immer größer.
Als molekulare „Aktiv“-Gaszumischungen zu Argon und Argon-Helium-Mischgasen
sind Gase wie O2, CO, CO2, CH3, SF6, SO2, N2, NO und NO2 sowie auch Methan
zum Teil bereits in handelsüblichen Schweißschutzgasen enthalten. Hierzu sind der
bekanntermaßen
positive
Einfluss
dieser
Aktivgaszumischungen
im
inerten
Schutzgas wiederholt für das WIG-Schweißen und den oberen Leistungsbereich
beim ungepulsten MIG-Schweißen beschrieben worden /Far96, Far97, LN97, MW94,
nn97/. Daneben wird in einer älteren umfangreichen Untersuchung über den Einfluss
von Aktivgasgehalten von 1 % - 20 % auf das Schweißverhalten von A5083 (vergl.
EN AW-AlMg4,5Mn0,7) berichtet /FS70/. Doch bisher sind für diese Anwendung im
unteren Leistungsbereich die Auswirkungen dieser „Aktiv“-Mischgase beim gepulsten
Al-MIG-Schweißen nicht untersucht worden.
Schweißlichtbogenplasmen, insbesondere beim WIG-Schweißen und z. T. beim
MAG-Schweißen mit Stahlelektroden, sind vielfältig untersucht worden, /BD00,
Con59, CSW90, DAE86, DSH00, FHC86, Hai98, HL96, JMS95, MA94, MBE95,
Mur94a u. b, Mur96, Mur01, SHL00, Yon95, u.v.a./. Dennoch gibt es nur wenige
Arbeiten über das Verhalten von Aluminium-Legierungen /Gli79, JWS93, JMS95,
LMHM97, Man56, SA68, Ton75, TK62, TMNG92, UNTTM95/.
Auch sind bisher nur wenige wissenschaftliche Arbeiten über die grundlegenden Ursachen der beschriebenen Einflüsse von geringen molekularen Aktivgaszumischungen beim MSG-Schweißen bekannt /Con59, Jac92, Jue85, KG79, Lan86, LMHM97,
MTGN89, MA94, Mur94a u. b, Mur96, Nem96, Yon95/. Insbesondere für Gehalte
unterhalb von 1 % zur Anwendung beim gepulsten MIG-Schweißen liegt kaum
Fachliteratur vor.
Es besteht damit dringender Bedarf nach Aufklärung der Ursachen dieser teilweise
schon bekannten Effekte zum Schutzgaseinfluss solcher geringsten Aktivgaszumischungen - „Impurities“ - auf das Schweißlichtbogenplasma, insbesondere im
Zusammenhang mit dem MIG-Impulsstromschweißen von Dünnblechen.
8
ZIELSETZUNG
Ziel der vorliegenden Arbeit ist es daher, den Einfluss von Aktivgaszumischungen im
vpm-Bereich auf das mechanisierte MIG-Impulsstromschweißen im Aluminium-Dünnblechbereich grundlegend zu untersuchen. Als Blechwerkstoff wird die im
Automobilbau häufig eingesetzte, naturharte und gut schweißgeeignete AluminiumMagnesium-Legierung
EN AW-AlMg5Mn
(EN AW-5182)
mit
artgleichen
Schweißzusätzen verschweißt.
Im ersten Teil werden zur Quantifizierung des Gaseinflusses im Vorfeld alle
herkömmlichen Schweißqualitäts-Prüfverfahren eingesetzt, um etwaige Veränderungen der Schweißnahtqualität zu bewerten. Nach Festlegung charakteristischer Prüfkriterien werden für die Gase Stickstoff, Sauerstoff und Wasserstoff diese
Veränderungen systematisch bei schrittweiser Steigerung ihres Gehaltes im Argon
untersucht und bewertet. Schwerpunkt dieser Qualitätsprüfung ist die Ermittlung der
mechanisch-technologischen Kennwerte, des Einbrands, der Porosität und der
Spritzerbildung.
Im zweiten Teil wird mit einer vertieften Analyse des Werkstoffübergangs sowie der
plasmaphysikalischen
Zusammenhänge
im
Lichtbogen
einschließlich
einer
Temperaturfeldbestimmung versucht, die Ursachen für die Auswirkungen dieser
Mischgase gegenüber reinem Argon aufzuzeigen. Als wichtigste Werkzeuge werden
hierfür neben der Aufzeichnung der transienten elektrischen Momentanwerte von
Schweißstrom
und
-spannung
die
Hochgeschwindigkeitsfilmtechnik
und
die
Emissionsspektroskopie eingesetzt.
Ausgangspunkt für alle Untersuchungen ist die Verwendung einer kommerziellen
transistorisierten sekundärgetakteten Inverter-Impulsenergiequelle mit reiner Stromregelung (IG/IP-Charakteristik) und integrierter Lichtbogenlängenregelung, d. h. einer
Lichtbogenspannungsregelung über eine Arbeitspunktverschiebung des Impulsparameterfeldes.
STAND DER TECHNIK
9
3 STAND DER TECHNIK
Nach der Entdeckung des Lichtbogens durch W. W. PETROV bzw. H. DAVY zu
Beginn des 19. Jahrhunderts vergingen fast 100 Jahre bis zu seiner ersten schweißtechnische Anwendung /Con59/. Doch schon um 1885 sind von BENARDOS und
ALEXANDER erste Schutzgasschweißungen patentiert worden /Con59/. Die Untersuchung der lichtbogenphysikalischen Grundlagen begann in den 30er Jahren und
ist bis heute nicht abgeschlossen, obwohl wesentliche Grundlagen inzwischen
geklärt sind. Insbesondere die grundlegende Untersuchung des industriell vielfältig
eingesetzten Prozesses MSG-Lichtbogenschweißen mit hohen Metalldampfgehalten
meist mehrerer Elemente aus Elektrode, Grundwerkstoff sowie Schutzgas stellt
plasmaphysikalisch eine äußerst komplexe Aufgabe dar, die mit experimentellen
Methoden nur unter Vereinfachungen und analytisch bisher auch nur in Ansätzen
gelöst wurde.
3.1
Besonderheiten beim Schweißen von Aluminiumlegierungen
Im Gegensatz zu Stahl tritt bei Aluminium mit seiner kfz-Atomgitterstruktur keine
Gitterumwandlung bei der Abkühlung auf. Im Besonderen beim Schweißen von Stahl
führt diese Gitterumwandlung in der WEZ zu einem Aufhärtungsgefüge, dem Martensit, dessen Härte bei ungünstiger Wärmeführung ein Vielfaches des Grundwerkstoffes betragen kann. Dagegen erfolgt bei den naturharten Aluminiumwerkstoffen
weder durch die schweißtechnische Verarbeitung während der Abkühlung eine
Aufhärtung noch bei tiefen Temperaturen eine Versprödung.
Tabelle 3.1: Physikalische Eigenschaften von Aluminiumlegierungen und Stahl,
/Dil95, Huf77/
spez. Wärmekapazität
spez. Entropie
Ausdehnungskoeffizient
Wärmeleitfähigkeit
Dichte
Zugfestigkeit
Schmelzwärme
Schmelzbereich
kJ/kg K
W/m K
K-1
W/m K
kg/m³
MPa
MJ/kg
K
Al-Legierung
Ferrit
0,051
9,7...17,7
24·10-6
110...220
2,6-2,8·10-3
66,6...68,5
0,395
760...928
0,0262
2,26
11,5·10-6
46...50
7,7·10-3
442...637
Austenit
0,0286
1,13
17,5·10-6
15...21
7,8·10-3
392...588
0,270
1673...1793 1593...1723
10
STAND DER TECHNIK
Doch trotz der im allgemeinen als gut zu bezeichnenden Schweißeignung der
meisten Aluminiumlegierungen sind werkstofftypische Fehler bei der schweißtechnischen Verarbeitung wie Porosität, Heißrissbildung, Bindefehler und Spritzerbildung
zu beachten /DVS94/. Zurückzuführen sind diese Fehler in erster Linie auf das Vorhandensein der Al2O3-Oxidschicht, die hohe Wärmeleitfähigkeit sowie die z. T.
großen Erstarrungsintervalle, Tabelle 3.1.
3.1.1 Oxidbildung
Aufgrund der hohen Affinität des Aluminiums zu Sauerstoff ist für alle Aluminiumwerkstoffe die Bildung bzw. das Vorhandensein der Al2O3-Oxidschicht charakteristisch. Diese ist porenfrei, festhaftend, elektrisch isolierend, und besitzt im Vergleich
zum reinen Metall Aluminium mit 2050 °C eine mehr als dreifach höhere Schmelztemperatur. Ihre Schichtdicke kann bis zu einigen Tausendstel Millimetern betragen.
Diese im Vergleich zu Eisenoxid dichte Oxidschicht ermöglicht einen hohen
Korrosionswiderstand trotz vergleichsweise niedrigem elektrochemischen Potentials
(Passivierung), der durch elektrochemische Verfahren wie die anodische Oxidation
noch verbessert wird und sich damit das Oxid gleichzeitig gut einfärben lässt.
Andererseits stellt die Oxidschicht mit ihren eingelagerten Wasserstoffverbindungen
eine Ursache für Porosität und auch Bindefehler dar.
So sinken während des Schweißens die schwereren und noch festen Oxide in der
Aluminiumschmelze nach unten in die Wurzel oder haften an den Nahtflanken, und
die Gefahr für die Entstehung von Bindefehlern wird stark erhöht. Der in Form von
OH-Gruppen eingelagerte Wasserstoff, z. B. als Al(OH)3, wird in der hocherhitzten
Schmelze gelöst und anschließend bei der Erstarrung aufgrund des ausgeprägten
Löslichkeitssprungs ausgeschieden /Ive74, Vog84/, Bild 3.1. Bei schneller Erstarrung
wird das Ausgasen behindert und es entsteht Porosität.
Aus diesen Gründen ist die Oxidhaut beim MIG-Schweißen wie folgt zu entfernen
/AD90, nn85, RSO92/:
vor dem Schweißen
• mechanisches Abarbeiten (z. B. Bürsten, Schaben), oder
• Beizen
während des Schweißens
• kathodische Reinigung, wobei das Werkstück als Minuspol und die Elektrode als
Pluspol geschaltet wird - beim MSG-Schweißen übliche Polung - /DRG92/
• thermische Reinigung der Schmelzbad-Oberfläche durch die thermische Bewegung des flüssigen Metalls. Der mechanische Zerfall der Oxide wird bei
STAND DER TECHNIK
11
gepulstem Lichtbogen durch die Erzeugung von Wellen verstärkt, die sich von der
Schmelzbadmitte zum Schmelzbadrand fortpflanzen, /Kil84/.
Die Neubildung der Oxidschicht wird durch den inerten Schutzgasmantel
weitestgehend verhindert.
Bild 3.1:
Wasserstofflöslichkeit in Aluminium in Abhängigkeit von der
Temperatur, /Vog84/
Allerdings ist ein stabiler Lichtbogen beim Schutzgasschweißen auf völlig oxidfreien
Aluminiumwerkstückoberflächen insbesondere bei kleinen Strömen schwer erzielbar
/FM56, Ive74, Kil84, Sch73/. Metalloxide, so auch Al2O3, weisen eine geringere
Elektronenaustrittsarbeit als reine Metalle auf. Darin liegt die Ursache für das
bevorzugte Ansetzen des Kathodenfußpunktes an den Oxidschichten bei Anwesenheit eines Dielektrikums. Die aus den Oxidpartikeln auf der Oberfläche des Metalls
emittierten Elektronen bewirken eine größere Lichtbogenstabilität, da die Wanderung
des Kathodenfußpunktes vermindert wird. Zusätzlich geben die Elektronen ihre
Austrittsarbeit an der Anode beim Eintritt ab und sorgen damit für eine Erhöhung der
Anodentemperatur.
Daher ist nach der Oberflächenreinigung vor dem Schweißen eine Zeit von
ca. 30 min abzuwarten, um die Neubildung einer dünnen Oxidschicht zu gewährleisten.
12
STAND DER TECHNIK
3.1.2 Porenbildung
Neben porenbegünstigenden kleinen Erstarrungsintervallen stellen Art und Umfang
der Quellen für porenverursachende Gase die wichtigste Ursache für die Porenbildung dar. Da bei Aluminiumwerkstoffen die Porosität auch unter Berücksichtigung
aller Maßnahmen nicht vollständig vermieden werden kann, sind der Einfluss der
Porosität auf die mechanischen Eigenschaften /AWD75, Huf77/ und die Ursachen
der Porenentstehung in vielen Arbeiten /AD89, DRG92, How71, Ive74, Rie89, Thi73/
untersucht worden.
Obwohl nach ASHTON /AWD75/ die Zugfestigkeit schon ab 1 % Porenvolumenanteil
stark abnimmt, wird die Streckgrenze nur in geringem Maße beeinflusst. Bei
dynamischer Beanspruchung wirken lediglich Oberflächenporen stark festigkeitsmindernd, ansonsten haben Poren im Vergleich zur Nahtüberhöhung einen
geringeren Einfluss auf die Dauerfestigkeit.
In der gesamten Literatur wird ausschließlich Wasserstoff als Porenursache mit dem
für Aluminium charakteristischen Löslichkeitssprung bei 933 K genannt, Bild 3.1.
Dabei nimmt die Löslichkeit während der Erstarrung auf etwa 1/20 ab, und der freiwerdende atomare Wasserstoff assoziiert an den Phasengrenzflächen in der breiig
werdenden Schmelze zu molekularem Wasserstoff. Dieser kann nicht mehr aus der
vollends erstarrenden Schmelze austreten und führt zu perlenschnurartigen
Porenketten entlang der Korngrenzen /DRG92, How71, nn85, Rie89/. Da besonders
beim
Metallschutzgasschweißen
hohe
Schweißgeschwindigkeiten
verwendet
werden, verhindert die schnelle Erstarrung das vollständige Ausgasen.
Neben der Oxidhaut der Werkstück-Fugenkanten ist der Elektrodendraht der größte
Lieferant für Wasserstoff, da hier das Oberflächen-Volumen-Verhältnis sehr
ungünstig ist /DRG92, Has85/. Daher ist auf eine möglichst oxidfreie Drahtoberfläche
zu achten. Weitere Maßnahmen zur Vermeidung der Porenentstehung sind, /DRG92,
Dil95, Has85, Kil84, nn82/:
•
Entfernen der Oxidschicht nach dem Entfetten der Werkstückoberfläche durch
Beizen, Bürsten oder Schaben
•
trockene, möglichst ungeöffnete Lagerung der Drahtelektroden und schnelle
Verarbeitung nach Öffnen der Packung
•
Verbesserung der Ausgasungsbedingungen durch größere Schmelzbäder und
kleinere Abkühlungsgeschwindigkeiten
•
Vermeidung von Turbulenzen infolge Luftzug, zu hohe oder zu niedrige
Schutzgasmenge oder falschen Brennerwinkels
STAND DER TECHNIK
13
•
Entfernung von Spritzern aus der Schutzgasdüse zur Vermeidung von Turbulenzen
•
Erzeugung eines schwingenden Schmelzbades durch gepulsten Lichtbogen zur
besseren Entgasung
3.1.3 Heißrissbildung
Aluminiumwerkstoffe unterliegen vorrangig der Gefahr von Heißrissen. Sie entstehen
beim Abkühlen, wenn sich zwischen bereits gebildeten Kristallen noch flüssige Zonen
(z. B. niedrigschmelzende eutektische Verbindungen) befinden. Diese lagern sich an
den Korngrenzen ab. Beim Erstarren der Schmelze kommt es durch das Schrumpfen
zu
Lageveränderungen
bereits
erstarrter
Körner.
Die
bei
der
Abkühlung
entstehenden Schrumpfspannungen können durch die noch flüssigen Bereiche nicht
aufgenommen werden. Darüber hinaus resultieren aus feinsten Fehlstellen beim
weiteren Erkalten Erstarrungsrisse, die zumeist interkristallin verlaufen /AD90, BF90,
DRG92, Ive74, nn85/.
Die Rissgefahr von Aluminiumlegierungen ist abhängig vom Legierungstyp und von
der Höhe der Legierungsgehalte /AD90/. Sie nimmt mit zunehmendem Erstarrungsintervall zu. So neigen z. B. nichtaushärtende Aluminiumlegierungen mit 1 - 2 %
Magnesium verstärkt zur Heißrissbildung, Bild 3.2, Bild 3.3.
Bild 3.2:
Heißrissneigung von Aluminiumwerkstoffen in Abhängigkeit vom Silizium- und Magnesiumgehalt /DVS91/
14
STAND DER TECHNIK
Zusätze von Chrom und/oder Mangan verbessern die Risssicherheit dieser
Legierungen, wodurch z. B. der Werkstoff AlMg4,5Mn (vergl. R-5183) besser
schweißgeeignet ist als binäre Aluminium-Magnesium-Legierungen. Auch sind viele
aushärtbare Aluminiumlegierungen infolge der Höhe an Legierungselementen - insbesondere bei nicht-eutektischen Legierungen - relativ rissanfällig /AD90/.
Heißrissgefährdete Werkstoffe sind möglichst mit großen Schweißgeschwindigkeiten
zu fügen /BF90/, Bild 3.3. Die Wahl geeigneter Zusatzwerkstoffe /DRG92/ trägt
ebenso zur Reduzierung der Rissneigung bei, wie die Ausführung ausreichend langer Heftnähte, eine geeignete Schweißfolge, die Vermeidung von Endkratern und die
Verwendung von Hilfsblechen gegen Risse am Nahtanfang und -ende /BF90/.
Bild 3.3:
Erstarrungsintervalle üblicher Schweiß-Aluminiumlegierungen /BF90/
3.1.4 Spritzerbildung
Spritzer sind als unerwünschter Werkstofftransport Bestandteil des gesamten
Werkstoffübergangs neben dem regulären Tropfenübergang. Sie unterscheiden sich
STAND DER TECHNIK
15
vom ordnungsgemäßen Werkstoffübergang durch ein deutlich kleineres Volumen
und die Größe und Richtung ihres Bewegungsvektors /Ruc70/.
Neben dem Verlust von Zusatzwerkstoff verursacht das Entfernen von Spritzern
erhebliche Zusatzkosten. Spritzer setzen sich z.T. in der Schutzgasdüse fest, so
dass Turbulenzen des Schutzgasstromes entstehen können und damit durch
Einwirbeln von Luft in den Schutzgasschleier die Porenbildung begünstigt wird. Ein
Festsetzen am Kontaktrohrende kann den Drahttransport behindern. Spritzer
beeinträchtigen zudem das optische Erscheinungsbild der Naht.
Nach RUCKDESCHEL /Ruc70/ kommen für das Impulsstromschweißen von Aluminium und Aluminiumlegierungen drei Mechanismen der Spritzerbildung zum Tragen,
Tabelle 3.2. Mechanismus 3 ist insbesondere bei AlMg-Legierungen anzutreffen. Ursache dafür ist der um 1360 K niedrigere Siedepunkt des Magnesiums von
TS = 1380 K gegenüber dem des Aluminiums (TS = 2740 K). Diese Temperatur wird
während der Impulsphase meist nach kurzer Zeit erreicht, was zum plötzlichen
Verdampfen des Magnesiumanteils im übergehenden Tropfen führt. Das sich dabei
durch die Metalldampfbildung schlagartig vergrößernde Tropfenvolumen bewirkt ein
Zerplatzen des Tropfens beim Entweichen des rasch expandierenden Metalldampfes
/DRG92, Kil90, Woo80/. Die gleiche Wirkung haben Legierungselemente mit ähnlich
hohem Dampfdruck wie Magnesium, z. B. Zink und Lithium, was auf eine deutliche
Abhängigkeit der Spritzerbildung vom Dampfdruck hinweist /Woo80/.
Tabelle 3.2: Mechanismen der Spritzerbildung /Ruc70/
Mechanismus
Kennzeichnung
Spritzergröße u. -geschw.
Ursachen
je langsamer der
Flüssigkeitssteg zerfällt,
desto gröber und langsamer werden die Spritzer; Flugbahn axial
Durch Erwärmung explosionsartiges Verdampfen des Flüssigkeitsstegs, gelegentlich
auch durch Pincheffekt
1
Spritzerentstehung
beim Ablösen des
Tropfens
2
Ablösung kl. Spritzer
kleine bis mittlere Sprit- Dyn. Kräftewirkung auf
vom unruhigen Tropfen zer, rasch wegfliegend Tropfen
3
hohle Tropfen platzen
auf Flugweg
kleine, sehr schnelle
Spritzer
Gas-/Metalldampfbildung im Tropfen
Neben der Spritzerbildung vermindert der Magnesiumverlust die Festigkeit der
Schweißverbindung /Kil90, PM78/. KILLING stellte beim MIG-Schutzgasschweißen
von SG-AlMg4,5Mn (vergl. R-5183) mit 1,6 mm Drahtdurchmesser Abbrand- und
16
STAND DER TECHNIK
Verdampfungsverluste im Schweißgut von mehr als 5% bezogen auf den Mg-Gehalt
der Elektrode fest. Besonders gering waren diese Verluste beim Impulsstromschweißen unter Argon ohne Heliumanteil im unteren Leistungsbereich. Beobachtet
wurden
des
weiteren
durch
Mg-Verdampfung
verursachte
Turbulenzen
im
Lichtbogen, eine Aufrauhung der Tropfenoberfläche und ein Vibrieren des Tropfens.
Drahtelektroden aus AlMg-Legierungen erfordern höhere Lichtbogenspannungen als
solche aus Reinaluminium. Dies wird auf die geringere elektrische Leitfähigkeit im
freien
Drahtelektrodenende
und
auf
die
Änderung
der
Leitfähigkeit
der
Lichtbogenstrecke durch verdampfendes Magnesium zurückgeführt /Kil90/.
Durch die Anwendung der Impulsstromtechnik wird die Spritzerbildung erheblich verringert /Kil90/. Diese wird beim Impulsstromschweißen auch durch die Schweißparameter beeinflusst. Bei Versuchen von DILTHEY /DRG92/ mit einer analogen
Transistorenergiequelle mit IG/UP-Modulation führte eine Senkung der Impulsspannung zu einer langsameren Erwärmung des Drahtendes. Die Magnesiumverdampfung durch Überhitzung des Tropfens wurde vermindert. Ein zu lang
eingestellter Impulslichtbogen begünstigt daher die Spritzerbildung. Die Tropfenablösung sollte möglichst weit in der fallenden Impulsflanke oder in der sich
anschließenden Grundstromphase stattfinden, um die effektive Spannung auf die zur
Tropfenablösung gerade notwendige Höhe zu begrenzen /BF90/.
3.1.5 Wärmeausdehnung und Wärmeleitfähigkeit
Aluminium besitzt eine hohe spezifische Wärmekapazität und -leitfähigkeit, wodurch
die notwendige Streckenenergie trotz der niedrigeren Schmelztemperatur in der
gleichen Größenordnung wie bei Stahl liegen soll, um Bindefehler und Poren infolge
einer behinderten, unvollständigen Ausgasung bei Legierungen mit kleinen
Erstarrungsintervallen zu vermeiden, /AD90, KLLN87, nn85/. Andererseits tritt eine
Heißrissneigung verstärkt bei Al-Legierungen mit großem Erstarrungsintervall auf,
Bild 3.3. Bei Anwendung des MIG-Schweißens sind vollständig porenfreie
Schweißnähte wegen der charakteristisch hohen Wärmezufuhr und des daraus
resultierenden schnellen Schweißens nicht zu erzielen /KLLN87/. Erfolgt beim
Schweißen keine große und möglichst konzentrierte Wärmezufuhr, so entsteht eine
breite, grobkörnige Wärmeeinflusszone /AD90/. Darüber hinaus kommt es bei
kaltverfestigten und aushärtbaren Werkstoffen zu einem Festigkeitsabfall in der
Wärmeeinflusszone durch Kristallerholung oder Rekristallisation. Bei naturharten,
nicht kaltverfestigten Legierungen, wie den AlMg-Legierungen, wird beim Schweißen
STAND DER TECHNIK
17
mit artgleichen Zusatzwerkstoffen lediglich ein geringer Festigkeitsabfall durch
Grobkornbildung beobachtet /AD90, KLLN87/.
Besonders bei kleinen Abmessungen machen sich beim Schweißen die Auswirkungen einer hohen Wärmeleitfähigkeit durch die Notwendigkeit der laufenden Änderung
der zugeführten Streckenenergie infolge der voreilenden Erwärmung bemerkbar.
Unterschiedliche Wanddicken sind nur mit Hilfsmaßnahmen gegen rasche Wärmeableitung - z. B. Vorwärmen des dickeren Bleches - schweißbar. Durch die schnelle
Erstarrung des Schmelzbades lassen sich hingegen Zwangslagen einfacher als bei
Stahlwerkstoffen schweißen. Bei Blechstärken ab ca. 15 mm ist ein Vorwärmen des
Bleches auf 150 ... 250 °C erforderlich, um ein sicheres Aufschmelzen der
Nahtflanken zu gewährleisten /DRG92/.
Die gegenüber austenitischem Stahl ca. 1,5fach größere lineare Wärmeausdehnung
und das hohe Schwindmaß können zu Eigenspannungen, Verzug und Rissen führen.
Der Verzug wird durch hohe Schweißgeschwindigkeiten vermindert /KLLN87, nn85/.
Zur Vermeidung der Auswirkungen der hohen Wärmeleitfähigkeit sollten Schweißverfahren mit großer und möglichst konzentrierter Wärmezufuhr eingesetzt werden,
/AD90, nn85/. Der MIG-Prozess ist dafür besonders gut geeignet, da er gegenüber
dem WIG-Schweißprozess eine höhere Energiedichte besitzt und damit eine höhere
Schweißgeschwindigkeit ermöglicht, /Ive74/.
3.2
Der Metall-Inert-Gas-Schweißprozess
Für das Schweißen von Aluminium werden heute industriell fast ausschließlich die
Schutzgas-Schweißprozesse WIG- und MIG-Schweißen eingesetzt, die schon seit
mehr als 40 Jahren das Gasschweißen und inzwischen auch das E-Handschweißen
weitgehend verdrängt haben. Entscheidend hierfür ist die höhere Leistungsfähigkeit
dieser Verfahren, die den speziellen Anforderungen für das Aluminiumschweißen
besser genügen, da dieser Werkstoff im Vergleich zu Stahl einen zwar nur etwa halb
so hohen Schmelzpunkt hat, doch eine etwa viermal so hohe Wärmeleitfähigkeit und
doppelt so hohe Wärmeausdehnung. Darüber hinaus wird durch das Schutzgas eine
besonders gute Abschirmung der Atmosphäre gewährleistet.
Hieraus und aus Kap. 3.1 lassen sich folgende Prozessanforderungen für das
Schweißen von Aluminiumwerkstoffen formulieren, /nn85, Aic96/:
•
hohe Wärmekonzentration
18
STAND DER TECHNIK
•
hohe Schweißgeschwindigkeit
•
Entfernung der Werkstück-Oxidhaut sowie oxidarme Zusatzdrahtoberflächen
•
Verhinderung der Oxidneubildung während des Schweißens
•
niedriger Wasserstoffangebot
So wird mit diesen beiden Schutzgasschweißprozessen beispielsweise die
hochschmelzende Oxidschicht durch die kathodische Reinigung bei Pluspolung der
Elektrode beseitigt. Zur Vermeidung einer Überhitzung der Wolframelektrode beim
WIG-Schweißen wird üblicherweise mit Wechselstrom gearbeitet, wodurch eine
ausreichende Reinigung gewährleistet wird.
Besonders im Dünnblechbereich wird der MIG-Prozess, Bild 3.4, für Aluminiumstumpfnähte unter 3 mm durch pulsierendem Strom erheblich verbessert /Ive74,
Aic96/.
Bild 3.4:
Verfahrensprinzip des MIG-Schweißens
3.2.1 Pulsen des MSG-Schweißprozesses
Kennzeichnend für das MIG-Impulslichtbogen-Schweißen - besser zutreffend ist
Bezeichnung MIG-Impulsstromschweißen, da der Schweißstrom gepulst wird und der
Lichtbogen hierauf reagiert - ist die Überlagerung eines niedrigen Grundstroms mit
Stromimpulsen, deren Höhe, Dauer und Frequenz in weiten Bereichen einstellbar ist.
Übliche Impulsfrequenzen liegen zwischen 25 Hz und 300 Hz. Während der
Grundstromphase werden das flüssige Drahtelektrodenende und das Schmelzbad
STAND DER TECHNIK
19
auf Schmelztemperatur gehalten, aber es erfolgt kein Tropfenübergang. Der Grundstrom braucht lediglich so groß zu sein, dass der Lichtbogen zwischen den Impulsen
gerade nicht erlischt und das Plasma und damit die Ionisierung der Lichtbogenstrecke aufrechterhalten bleiben, um die kathodische Reinigung in dieser Phase
sicherzustellen. Der Impulsstrom erzwingt das Ablösen zumeist eines Tropfens von
der Drahtelektrode, der kurzschlussfrei zum Schmelzbad übergeht. Durch diesen
kurzzeitigen Sprung in den Sprühlichtbogenbereich wird ein gesteuerter Werkstoffübergang erreicht /BF90, DRG92, Has85, Kil79, Kil84, Mun70, nn85, Ruc70/.
Beim Impulsstromschweißen werden neben der Grund- und Impulsstromhöhe sowie
der Frequenz auch die Impulsdauer, die Grundstromzeit und die Impulsanstiegs- und
-abfallgeschwindigkeiten eingestellt. Der Werkstoffübergang beim Schweißen mit
Impulslichtbogen ist in Bild 3.5 schematisch dargestellt.
Bild 3.5:
prinzipieller zeitlicher Stromverlauf und Darstellung des Werkstoffübergangs beim MIG-Impulsstromschweißen
3.2.2 Physikalische und technologische Grundlagen
Der Sprühübergang in der Impulsphase tritt auf, wenn der Impulsstrom die kritische
Stromstärke überschreitet (IP > Ikrit) /Ruc70, DHP71, Sch85, SZ95, Nem96, 97 u. 98/.
Die kritische Stromstärke hängt von der Zusammensetzung des Elektrodendrahts,
der Schutzgaszusammensetzung, dem Drahtdurchmesser, der Lichtbogenspannung
und der freien Drahtlänge ab /Ruc70/.
20
STAND DER TECHNIK
Die Impulsphase muss mindestens so lange dauern, bis eine Tropfenablösung stattfindet. Die Anzahl der abgelösten Tropfen hängt lediglich von der Impulsbreite ab. In
Hinblick auf die Spritzerbildung wird in früheren Arbeiten der ein-Tropfen-pro-ImpulsWerkstoffübergang gefordert /BF90, DRG92, Nem98, Sch85, SZ95, WK89, u.a./,
doch heute wird vielfach nur die Reproduzierbarkeit des Werkstoffübergangs in der
Impulsphase gefordert, ohne die Tropfenzahl zwingend zu begrenzen /GDG01/.
Bild 3.6 stellt die zur Tropfenablösung maßgeblichen Kräfte beim Schutzgasschweißen dar. Die Pfeilrichtungen geben an, ob die jeweiligen Kräfte einer Tropfenablösung entgegenwirken oder sie begünstigen. Oberflächenspannung und Viskosität
des Tropfens wirken der Tropfenablösung entgegen, nehmen aber mit steigender
Temperatur ab. Andererseits bewirkt die Oberflächenspannung eine kugelförmige
Ausbildung der flüssigen Elektrodenspitze, die wiederum eine Einschnürung
oberhalb zum noch nicht aufgeschmolzenen Draht hin begünstigt. An dieser Stelle
verminderten Querschnitts wirkt die Lorentzkraft stärker.
PINCH-Effekt
Bild 3.6:
Kräfte beim Tropfenübergang für das MSG-Schweißen, /Ruc70/
Dieser durch die Lorentz-Kraft hervorgerufene Pincheffekt hat beim MIG-Schweißen
den größten Einfluss auf die Tropfenablösung. Dabei schnüren radial wirkende
Druckkräfte das flüssige Elektrodenende ein. Die axiale Kraftkomponente aus dem
Einschnürungskraftvektor an den Lichtbogenansatzstellen beschleunigt den abgelösten Tropfen zum Werkstück hin /Kil79, Kil84, Lan62, Ruc70/. Unterstützt wird die
Tropfenablösung durch die Joule´sche Erwärmung, die Strahlungserwärmung sowie
STAND DER TECHNIK
21
die Erwärmung aus dem Anodenfall, die mit kleiner werdendem Leiterquerschnitt
während der Ablösung überproportional zunimmt und zu einer Verminderung der
Viskosität führt.
Der ,,impulsgesteuerte" Werkstoffübergang wird erst oberhalb Ikrit möglich, da
ansonsten die einschnürende Kraft zu klein ist /DHP71, Kil79, Nem96, 97 u. 98,
Sch85, SZ95/. Als ausschlaggebender Faktor wirkt sie jedoch lediglich bei inerten
Gasen, wo die diffusen Lichtbogenansatzzonen während der Impulsphase weit
genug am Elektrodenende hochsteigen und eine Einschnürung stattfinden kann. Bei
Aktivgasen wie CO2 hat der Pincheffekt wegen der anderen Lichtbogenform (kleine,
kontrahierte Lichtbogenansatzfläche an der Unterseite des Tropfens) und der
größeren
Oberflächenspannung
des
Tropfens
kaum
Einfluss
auf
die
Tropfenablösung /BF90, Kil79/. Darüber hinaus wirken die hieraus resultierende
punktuelle Verdampfung sowie der erhöhte Druck aus der expandierenden
Schutzgasreaktion der Tropfenablösung entgegen.
3.3
Einfluss molekularer Zumischungen im Schutzgas Argon
Im Gegensatz zum MAG-Schweißen von Stahl beschäftigten sich bislang wenige
Arbeiten systematisch mit dem Einfluss von Aktivgas-Zumischungen im inerten
Schutzgas Argon beim Metall-Schutzgasschweißen von Aluminiumwerkstoffen.
Vielmehr werden in den meisten Arbeiten die anwendungsorientierten Vorteile bestimmter Aktivgas-Zumischungen dargestellt. Von den bekannten wissenschaftlichen
Untersuchungen zu diesem Thema sind insbesondere jene von FUKUI /FS70/
hervorzuheben. Der Autor führte umfangreiche Untersuchungen an 5 mm - 10 mm
dicken AIMg4,5Mn-Blechen (vergl. EN AW-5083) durch, bei deren Schweißung
Schutzgase mit 1 % ... 20 % N2, 0,5 % ... 10 % O2 sowie 0,25 % ... 2 % H2 im Argon
verwendet
wurden.
Als
Schweißzusatzwerkstoff
wurde
eine
1,6 mm
dicke
Drahtelektrode des Typs SG-AIMg5 bzw. SG-AIMg4,5Mn (vergl. R-5356 bzw.
R-5183) verwendet.
Tabelle 3.3 ist als Übersicht die Literatur zusammengestellt worden, die sich mit
Aktivgas-Zumischungen befasst. Es sei darauf hingewiesen, dass hier nur Literatur
im Zusammenhang mit dem Aluminiumschweißen sowie dem WIG- und MIGLichtbogenplasma in Schutzgasen mit geringen Aktivgas-Zumischungen berücksichtigt worden ist und nicht die umfangreiche Literatur zu Aktiv-Mischgasen für das
MAG-Schweißen von Stahl.
22
STAND DER TECHNIK
Tabelle 3.3: Übersicht der Literatur zum Einfluss von verschiedenen Aktivgaskomponenten im Argon
Gaszum.
Literaturstellen
N2
AGA77, AIC97, Con59, DE90, Far96, Far97, Gli76, FS70, KG79,
KKH88, LN97, MTGN89, MW94, MKNKI92, MA94, Mur94a, Mur94b,
Mur96, nn97, Rai91, TMNG92, TPKNM94
O2
Con59, EROWT96, FS70, HN88, JMS95, KG79, LN97, MMN91,
MTGN89, MW94, MA94, RDO74, TMNG92, WM78, Yon95
H2
Con59, FS70, HN88, LMHM97, MTGN89, MMN93, PM93, PPMN93,
Rai91, Yon95
CO2
Con59, EROWT96, HP79, HN88, LN97, MW94, WM78
Methan
MTGN89
Ebenso hat WATANABE /WM78/ 10 mm dicke A5083-Bleche (vergl. EN AW-5083)
mit 1,6 mm Schweißzusatz A5183 (vergl. R-5183) unter Ar + 2,9 % und 5,63 % O2
sowie
außerdem
Ar + 5,76 % CO2
MIG-geschweißt.
Bei
seinen
Auftrags-
schweißungen betrachtete er insbesondere den Gaseinfluss auf Schmelzbadgröße
und -form, Einbrand und Porosität.
MUKAE u.a. /MKNKI92/ haben 100 % Ar, Ar + 25 % N2 und 100 % N2 als
Schutzgase beim WIG- und MIG-Schweißen von 3 mm und 6 mm dicken A5083Blechen (vergl. EN AW-5083) eingesetzt. Dabei standen mechanisch-technologische
Untersuchungen, wie die Bestimmung von Härte, plastischem Dehnungsvermögen
und dynamischem Festigkeitsverhalten im Vordergrund.
Dagegen wird in /MW94, nn97/ zusammenfassend über die Ergebnisse der Untersuchung von FARWER /Far96, Far97/ mit AlMg3- und AlMg4,5Mn-Blechen (vergl.
EN AW-5754 bzw. EN AW-5083) mit den Schutzgaszusammensetzungen Ar + 1001000 vpm (0,01 ... 0,1 %) N2 berichtet. Hier wird im Wesentlichen der Einfluss
150 vpm (0,015 %) N2 auf das MIG- und WIG-Schweißen aufgezeigt. Neben N2 hat
FARWER Zusätze von 100 … 1000 vpm O2, CO, CO2, CH3, SF6, SO2, NO und NO2
untersucht. Er stellte dabei für das Wechselstrom-WIG-Schweißen bei allen Gasen
ausnahmslos eine erhöhte Lichtbogenstabilität fest, die er auf eine Reaktion der
Energiequelle zurückführte. Doch nur bei N2-Zusätzen seien gleichzeitig das
Nahtaussehen und der Einbrand zu verbessern.
Ebenso haben McCLURE u. a. /MTGN89/ den Einfluss von Argon- und Heliumschutzgasen und -plasmagasen mit Aktivgas-Zumischungen von N2, O2, H2 und
STAND DER TECHNIK
23
Methan in der Größenordnung von 10 … 600 vpm (0,001 % ... 0,06 %) beim
Wechselstrom-Plasmaschweißen von AlCuSiMn (vergl. EN AW-2219) beschrieben.
Im
Vordergrund
ihrer
Untersuchungen
stand
die
Erkennbarkeit
von
Schutzgasverunreinigungen, sog. „Impurities“, durch Beurteilung des äußeren
Nahtaussehens. Sie korrelierten die Aktivgas-Zumischungen mit deren Einfluss auf
die Porosität, dem in ihren Untersuchungen wichtigstem Merkmal für die
Schweißnahtqualität.
Zur besseren Unterscheidung sind im Folgenden die Ergebnisse getrennt in Abhängigkeit von der Aktivgasart der Zumischung im Argon dargestellt.
3.3.1 Stickstoffhaltige Schutzgase
Zur Reduzierung des Ozon-Gehaltes beim Metall-Schutzgasschweißen von Stahl
und Aluminium wurden 1977 NO-haltige Argon-Schweißschutzgase vorgestellt
/AGA95/. Durch Zusatz von 300 vpm NO wird die gesundheitsschädliche Ozonemission erheblich verringert. O3 lässt sich dabei in Verbindung mit NO zu normalen
molekularen Luftsauerstoff O2 und ungiftigem NO2 umwandeln und somit die
Beeinträchtigung des Schweißers reduzieren.
O3 + NO → O 2 + NO 2
Als positiver Nebeneffekt stellte sich bei den Untersuchungen eine höhere Schweißgeschwindigkeit, eine Verringerung der Rauchentwicklung sowie eine verbesserte
Schweißnahtqualität heraus /AGA95/. Umstritten ist die Verwendung von NOxZusätzen wegen ihrer gesundheitsschädlichen Wirkung.
FARWER /Far96, Far97/ u. a. /MW94, nn97/ nennen als wichtigste Verbesserungen
beim MIG-Schweißen durch 150 vpm N2-Zusatz gegenüber Argon eine verringerte
Porosität,
tieferer
Einbrand,
verringerte
Bindefehlergefahr
und
gesteigerte
Schweißgeschwindigkeit. Die von FARWER /Far97/ untersuchten 9 weiteren Aktivgaszusätze hatten nicht zu diesen Verbesserungen geführt.
3.3.1.1 NAHTAUSSEHEN
Während die Naht bei Verwendung von reinem Argon blank erscheint, führen Zumischungen von Stickstoff zu braunem Niederschlag auf der Oberfläche, der in seiner
Intensität mit steigendem N2-Gehalt zunimmt. Die Nahtoberfläche bleibt jedoch relativ
glatt und regelmäßig. Bei AlMg-Legierungen ist dieser Niederschlag besonders stark
24
STAND DER TECHNIK
ausgeprägt. Die Mengenunterschiede werden mit thermischen Reaktionen des
Magnesiums und des Stickstoffs begründet /FS70, Far96, Far97/. Eine verstärkte
Schuppenbildung stellt dagegen McCLURE /MTGN89/ beim Plasmaschweißen
schon bei Zumischungen von 10 vpm N2 fest.
3.3.1.2 NAHTFORM
Im Gegensatz zu dem bei Argon typischen fingerförmigen Einbrand nimmt der Einbrand mit dem N2-Gehalt deutlich zu und zeigt eine rund geformte Spitze. Die Nahtbreite erhöht sich nur geringfügig, die Nahtüberhöhung bleibt unbeeinflusst. Als
Ursachen der Verstärkung des Einbrands werden die Reaktionswärmen bei der Bildung der Nitride (AlN) und bei der Assoziation der Stickstoffatome zu N2 - beides
exotherme Reaktionen - angeführt /FS70/. Auch in /MTGN89/ wird über eine hohe
Empfindlichkeit von geringsten Aktivgas-Zumischungen auf die Bildung von Einbrandkerben berichtet. Dieses beim Plasmaschweißen bereits ab 10 vpm Gehalt von
N2, H2, und O2 markante Auftreten von Einbrandkerben ermöglichte den Autoren eine
einfache Überwachungsmöglichkeit für die Reinheit des ansonsten ausschließlich
verwendeten Reinstargons Ar 6.0. Farwer /Far96, Far97/ stellte dagegen einen
stärkeren Seiten- und Tiefeneinbrand bei 150 vpm N2 fest, gibt aber keine
Begründung für mögliche Ursachen an.
3.3.1.3 GEFÜGESTRUKTUR
Bei Schweißungen mit dem Schutzgas Ar + 10 % N2 wurde eine Kornverfeinerung
festgestellt, wenn der Schweißzusatzwerkstoff Titan oder Zirkonium enthält (z. B.
R-5087) /FS70/. Diese kornverfeinernden Elemente reagieren zu TiN und ZrN, die als
Erstarrungskeime die Erstarrungsgeschwindigkeit anheben. Die Untersuchungen von
/FS70, MKNKI92/ ergaben ebenso eine geringfügig feinere Struktur bei Verwendung
N2-haltiger Schutzgase, obwohl kein Titan oder Zirkonium vorhanden war. Es ist
daher davon auszugehen, dass Stickstoff auch durch die Bildung von AlN einen Einfluss auf die Erstarrungsgeschwindigkeit ausübt. Bei Mikroanalysen von Schweißverbindungen an Al99 wurden feinere sowie gröbere AlN-Phasen identifiziert. Die
feineren Phasen sind ohne Ordnung im Gefüge verteilt, während die gröberen
Phasen nadelartig angeordnet sind und nur bei hohen N2-Gehalten vorkommen. Eine
Untersuchung der nadelartigen Phasen ließ auf Nitride schließen. Darüber hinaus
wurden Phasen erkannt, die Sauerstoff und Stickstoff enthalten und damit auf
gemischte Phasen dieser Elemente hinweisen.
STAND DER TECHNIK
25
3.3.1.4 MECHANISCHE EIGENSCHAFTEN DER SCHWEISSVERBINDUNGEN
Steigende Stickstoffgehalte vergrößern die Zugfestigkeit der Schweißverbindung; auf
die Dehnung haben sie hingegen keine Auswirkung /FS70/. Dies gilt nicht für
unbearbeitete Proben, da dort der Bruch im Bereich des Grundwerkstoffes stattfand.
Die Kornverfeinerung und die Bildung von Nitriden sind für die Zugfestigkeitserhöhung verantwortlich. Eine quantitative Analyse der Nahtbestandteile ergab größere
Mengen von Stickstoff. Aufgrund der geringen Löslichkeit von Stickstoff in festem
Aluminium kann es sich dabei allein um AlN handeln. Der Einfluss von N2-haltigen
Gasen auf den Härteanstieg der Naht wurde durch Untersuchungen von MUKAE
/MKNKI92/ bestätigt. Dabei wurden 6 mm dicke A5083-Proben (vergl. EN AW-5083)
mit dem Schutzgas Ar + 25 % N2 stumpf geschweißt. Die Härte erreicht in der Nähe
der Schmelzgrenze einen höheren Wert als bei Schweißungen mit reinem Argon. Die
Härtesteigerung wird auf die Bildung von AlN zurückgeführt. Entgegen /FS70/ zeigen
die Untersuchungen auch, dass mit zunehmender Menge von Aluminiumnitrid in der
Naht das Deformationsvermögen und damit die Dauerfestigkeit der Schweißverbindung abnimmt, die Rissempfindlichkeit aber anwächst.
3.3.1.5 POROSITÄT
Die Porosität der AlMg-Legierungen wird beim manuellen Schweißen durch
N2-haltige Schutzgase nur in geringem Umfang herabgesetzt. Beim maschinellen
Fügen erfolgt, im Gegensatz zu reinem Aluminium, eine leichte Erhöhung der
Porosität. Über die Hypothese, dass die exothermen Reaktionen des Magnesiums
und des Stickstoffs die Verminderung der Porosität verhindern, herrscht jedoch
Zweifel /FS70/. Auch McCLURE stellte beim Plasmaschweißen von A5083-Blechen
(vergl. EN AW-5083) eine Zunahme der Porosität mit dem N2-Gehalt auf bis zu
0,06 % im Schutzgas oder auch im Plasmagas fest /MTGN89/.
Die beschriebenen Ergebnisse von /FS70/ sind in Tabelle 3.4 zusammenfassend für
N2-Zumischnungen dargestellt.
Zum Einfluss geringerer Beimischungen mit einem Stickstoffanteil unter 1 % auf das
MIG-Schweißen existieren nur wenige Arbeiten /AIC97, Far96, Far97, MW94, nn97/.
Von /MesXX/ wird ein Argon-Schutzgas mit 0,015 % N2 angeboten.
26
STAND DER TECHNIK
Tabelle 3.4: Einfluss verschiedener N2-haltiger Ar-Schutzgase auf die Eigenschaften der Schweißverbindung /FS70/, 5-10 mm AIMg4,5Mn
Blech, 1,6 mm SG-AIMg5 bzw. SG-AIMg4,5Mn Zusatz
Eigenschaften der
Schweißverbindung
Ar
Nahtaussehen / -form
O
-
-
--
Einbrand
O
++
++
++
Zugfestigkeit
O
+
+
+
Porosität
O
+
+
O
Korngröße
O
+
++
++
++ sehr gut
+ gut
Schutzgase
Ar + 5 % N2 Ar + 10 % N2 Ar + 20 % N2
O Durchschnitt
- schlecht
-- sehr schlecht
Die Vorteile, die 150 vpm N2-haltige Schutzgas gegenüber reinem Argon beim MIGSchweißen bieten soll, sind nach /AIC97, Far96, Far97, nn97/, s. Bild 3.7:
- ruhigerer, konzentrierterer und spritzerärmerer MIG-Lichtbogen
- geringere Bindefehlerneigung („besseres Anfließen des Zusatzwerkstoffes“)
- intensiverer Einbrand, Bild 3.7
- geringere Porenneigung
- erhöhte Schweißgeschwindigkeit
- schmalere, blankere Nähte (weniger Ablagerungen)
- ein zu kleineren Stromwerten verschiebbarer Einstellbereich
Argon
Argon + 150 vpm N2
Bild 3.7
Makroschliff einer MIG-Auftragsschweißung (MesXX)
Die Schweißungen zu den Untersuchungen wurden mit einem Schweißstrom von
105 A und einer Schweißspannung von 15 V durchgeführt. Es werden vom
Schutzgashersteller keine Angaben gemacht, bei welchen Aluminiumwerkstoffen,
Werkstück- sowie Zusatzdrahtabmessungen diese Vorteile festgestellt wurden.
Entgegen oben dargestellter Ergebnisse berichtet FARWER /Far96, Far97/ über die
STAND DER TECHNIK
27
vollständige Beseitigung der Porosität durch 150 vpm N2-Zusatz in einem 15 % HeAr-Gemisch beim MIG-Schweißen von profilierten Rohren.
3.3.2 Sauerstoffhaltige Schutzgase
Bei Argon-Schutzgas mit N2-Zumischungen ist der Niederschlag dunkelbraun bis
schwarz, vgl. Kap. 3.3.1. Im Vergleich dazu verursachen Beimischungen von
Sauerstoff einen weißen Niederschlag auf der Oberfläche der Schweißnaht, der
dicker ist als bei reinem Aluminiumwerkstoff. Bis zu einem O2-Gehalt von 5 % bleibt
die Nahtoberfläche regelmäßig. Bei O2-Gehalten von 5 % ... 10 % wird sie
unregelmäßig, grobschuppig und weist Einbrandkerben auf, /FS70/.
Im Gegensatz zu N2 stellt /MTGN89/ für O2-Zumischungen bis 0,06 % keine
Veränderung der Nahtschuppigkeit fest.
3.3.2.2 NAHTFORM
Bei O2-haltigen Ar-Schutzgasen ist eine deutliche Erhöhung des Einbrands erzielbar,
der den von N2-haltigen Ar-Schutzgasen noch übersteigt /FS70/. Der Einbrand zeigt
eine rund geformte Spitze. Die Breite der Schweißnaht ist ein wenig geringer als bei
N2-haltigen Ar-Schutzgasen, die Nahtüberhöhung bleibt unbeeinflusst. Als Ursachen
der Einbrandvergrößerung werden die Reaktionswärmen der exothermen Reaktionen
genannt. Im Falle des Sauerstoffs sind diese die Bildung des Oxids (Al2O3) und die
Assoziation der dissoziierten Gasmoleküle (O2). Die Dissoziationsenergie beträgt für
N2 224 kcal/Mol, für O2 119 kcal/Mol und für H2 104 kcal/Mol /HW98/. Auch in
/MTGN89/ wird - wie schon bei N2 - auch für O2-Zumischungen bis 0,06 % das
Auftreten von Einbrandkerben festgestellt. In /LN97/ und /EROWT96/ wird ein
verstärkter Einbrand durch 0,5 bis 1,0 % O2- und CO2-Zumischung festgestellt, doch
erhöht sich dabei die Porosität.
Die Gefügestruktur ist bei Schweißungen mit dem Schutzgas Ar + 5 % O2 nicht so
fein wie die bei Verwendung reinen Argons /FS70/.
Die Zugfestigkeit und die Dehnung werden kaum durch O2-haltige Ar-Schutzgase beeinflusst. Die Zugfestigkeit der unbearbeiteten Proben wird herabgesetzt, wenn Ein-
28
STAND DER TECHNIK
brandkerben vorhanden sind. Der Bruch erfolgt dann in der Wärmeeinflusszone. Dies
trifft für Schutzgase mit einem O2-Gehalt über 5 % zu, /FS70/.
3.3.2.5 POROSITÄT
Sauerstoffhaltige Schutzgase bewirken im Vergleich zu reinem Argon eine deutliche
Abnahme der Porosität. Bei Schutzgasen, die Stickstoff und Sauerstoff enthalten,
streuen die Ergebnisse stark, eine Verminderung der Porosität wurde nicht in jedem
Fall festgestellt /FS70/. Diese wird von /MTGN89/ für das Plasmaschweißen und von
/Far96, Far97/ für das MIG-Schweißen nicht bestätigt, da hier auch schon
O2-Gehalte von 400 vpm zu erhöhter Porosität führten.
Die Ergebnisse von FUKUI für O2 sind in Tabelle 3.5 zusammengefasst.
Tabelle 3.5: Einfluss verschiedener O2-haltiger Ar-Schutzgase auf die Eigenschaften der Schweißverbindung /FS70/, 5-10 mm AIMg4,5Mn
Blech, 1,6 mm SG-AIMg5 bzw. SG-AIMg4,5Mn Zusatz
Eigenschaften der
Schweißverbindung
Ar
O
-
-
--
Einbrand
O
++
++
++
Zugfestigkeit
O
O
O
O
Porosität
O
++
++
+
Korngröße
O
O
O
O
++ sehr gut
+ gut
Schutzgase
Ar + 2 % O2 Ar + 5 % O2
O Durchschnitt
- schlecht
Ar + 10 % O2
-- sehr schlecht
Die Eigenschaften des Lichtbogens beim MIG-Schweißen von Aluminium unter Verwendung von Argon-Schutzgasen mit einem O2-Gehalt von 2 - 5 % waren Gegenstand der Untersuchungen von JÖNSSON /JMS95/. Der Autor stellte im Vergleich zu
reinem Argon bei sauerstoffhaltigen Ar-Schutzgasen nur eine geringfügige Eigenschaftsänderung der Lichtbogensäule fest. Die Veränderung des Massenflusses, der
Druckwirkung des Lichtbogenplasmas, der Lichtbogenspannung sowie -temperatur
beliefen sich auf unter 5 %. Der geringfügige Einfluss wird auf die nur mäßige
Beeinflussung der Transport- und thermodynamischen Eigenschaften von Argon z. B. Enthalpie, Dichte, elektrische und thermische Leitfähigkeit - bei Zumischung
geringer Mengen Sauerstoff zurückgeführt. Der bei O2-haltigen Schutzgasen
beobachtete ruhigere Lichtbogen und stabilere Werkstoffübergang wird durch den
Einfluss des Sauerstoffs auf die Kathoden- und Anodenregion begründet. Als
STAND DER TECHNIK
29
Ursache eines stabileren Lichtbogens wird zum einen die Bildung nichtmetallischer
Einschlüsse angeführt, die die Lichtbogenentstehung und damit das Zünden
begünstigen. Zum anderen verringern die Oxide die Bewegung des Kathodenlichtbogenansatzes, da die Metalloxiddicke mit dem O2-Gehalt steigt.
Der Autor stellt heraus, dass die gebildeten Oxide eine Quelle für Elektronen darstellen, da diese eine geringere Elektronenaustrittsarbeit besitzen, vgl. Kap. 3.1.1.
Sauerstoff beeinflusst darüber hinaus die Schweißnahtform. Der verringerte
Oberflächenspannungsgradient
und
die
sich
auf
der
Schmelzbadoberfläche
bildenden Oxide führen zu einem größeren Schmelzbad und damit zu einem tieferen
Einbrand, /JMS95/.
3.3.3 Wasserstoffhaltige Schutzgase
Wissenschaftliche Arbeiten, die sich mit dem Schweißverhalten von geringeren
Mengen Wasserstoff im Schutzgas Ar bei Aluminiumwerkstoffen beschäftigen, gibt
es ebenfalls nur wenige. Aufgrund der Porenbildung und der damit eintretenden
Verminderung der mechanischen Eigenschaften, befassen sich jedoch zahlreiche
Arbeiten
vorrangig
mit
Möglichkeiten
zum
Nachweis
von
geringsten
Wasserstoffspuren z. T. schon während des Schweißens im Lichtbogenplasma
/PM93 u.v.a./. McCLURE /MTGN89, MP93/ stellte fest, dass noch Wasserstoffanteile
von unter 100 vpm eine Porosität und eine ungleichmäßige Oberflächenstruktur
erzeugen können. Deshalb wurden für hochqualitative Nähte am Tank des Space
Shuttles ein Diagnosesystem entwickelt, das diese geringsten Konzentrationen
nachweist /MMN93, PM93/.
Die Oberfläche der Naht wird bei Verwendung wasserstoffhaltiger Schutzgase
metallisch rein und glatt, jedoch werden viele offene Poren ersichtlich /FS70/.
3.3.3.2 NAHTFORM
Der Einbrand ist bei H2-haltigen Schutzgasen höher als bei reinem Argon, er erreicht
hingegen nicht die Einbrandtiefe, die mit O2- und N2-haltigen Schutzgasen erzielt
wurde. Die Schmelzbadbreite wird geringfügig größer, die Nahtüberhöhung ist im
Vergleich zu anderen Aktivgaskomponenten stärker ausgeprägt. Der gegenüber Argon etwas tiefere Einbrand wird auf die exotherme Reaktion der Wasserstoffatome
bei ihrer Rückbindung zu H2 (Assoziation) zurückgeführt /FS70/.
30
STAND DER TECHNIK
Auch in /MTGN89/ wird wie schon bei N2 und O2 auch für H2-Zumischungen bis
0,06 % das Auftreten von Einbrandkerben festgestellt.
Die Gefügestruktur ist bei Schweißungen mit dem Schutzgas Ar + 1 % H2 nicht so
fein wie die bei Verwendung reinen Argons. Bei der Betrachtung der Mikrostruktur
fällt eine hohe Porosität des Gefüges auf /FS70/.
Die starke Porosität bei mit H2-haltigen Schutzgasen geschweißten Verbindungen
wird als Ursache einer deutlichen Verminderung der Zugfestigkeit und der Dehnung
angesehen /FS70/.
3.3.3.5 POROSITÄT
Wasserstoffhaltige
Schutzgase
bewirken
beim
maschinellen
und
manuellen
Schweißen gegenüber reinem Argon einen deutlichen Anstieg der Porosität. Aufgrund dieser Tatsache werden schon geringste Gehalte von H2, d. h. > 100 vpm im
Schutzgas in Bezug auf die Schweißnahteigenschaften als schädlich eingeschätzt
/FS70, MTGN89/. Die Ergebnisse für H2-Zumischungen sind zusammenfassend in
Tabelle 3.6 dargestellt.
Tabelle 3.6: Einfluss verschiedener H2-haltiger Schutzgase auf die Eigenschaften
der Schweißverbindung /FS70/,/, 5-10 mm AIMg4,5Mn Blech,
1,6 mm SG-AIMg5 bzw. SG-AIMg4,5Mn Zusatz
Eigenschaften der
Schweißverbindung
Ar
O
-
-
--
Einbrand
O
O
+
++
Zugfestigkeit
O
--
--
--
Porosität
O
--
--
--
Korngröße
O
O
O
O
++ sehr gut
+ gut
Schutzgase
Ar + 0,5 % H2 Ar + 1 % H2
O Durchschnitt
- schlecht
Ar + 2 % H2
-- sehr schlecht
Durch spektroskopische Messungen lässt sich Wasserstoff schon in geringsten
Mengen nachweisen, da sehr gut unterscheidbare Spektrallinien der Balmer-Serie
gefunden
und
ausgewertet
werden
können
/MMN93,
PPMN93,
SG83/.
Untersuchungen beim Plasmaschweißen ergaben im Gegensatz zu früheren
STAND DER TECHNIK
31
Arbeiten /MTGN89/, dass eine geringe Wasserstoffbeimischung im Plasmagas
ebenso wie eine Verunreinigung mit Stickstoff keine Auswirkungen auf die Porosität
hat. Dagegen ist bei Sauerstoffzumischung eine ansteigende Zahl von Poren zu
verzeichnen.
Wasserstoff wird dem Plasmagas zugegeben, um eine Temperaturerhöhung im
Lichtbogen zu erreichen. Da es sich um ein molekulares Gas handelt, wird durch die
Assoziation der im heißen Lichtbogenkern dissoziierten H-Atome zu H2 in der
Schmelze weitere Energie frei. Dieser Effekt ist allerdings nicht so groß wie bei den
anderen Gasen Sauerstoff und Stickstoff. Wird allerdings bei einem inerten
Plasmagas ein wasserstoffhaltiges Schutzgas verwendet, so zeigt sich schon ab
Anteilen von 25 vpm eine leichte Porosität, die mit Zunahme des Wasserstoffanteils
stark ansteigt. Bei Stickstoff- und Sauerstoffbeimischungen wird eine leichte Porosität
erst bei Anteilen festgestellt, die um eine Größenordnung über denen von
Wasserstoff liegen /MTGN89/.
32
3.4
STAND DER TECHNIK
Methoden zur quantitativen Analyse des MIG-Lichtbogenplasmas
Grundlage fast aller Arbeiten in der Plasmadiagnostik ist die Bestimmung der
Temperatur bzw. des Temperaturfelds im Lichtbogen. Da alle Eigenschaften des
Plasmas eng an die Temperatur gekoppelt sind, lassen sich diese aus ihrer Kenntnis
ableiten. Zusammen mit der stofflichen Zusammensetzung beeinflusst die Temperatur grundlegende physikalische Vorgänge und damit das Verhalten des
Plasmas, wie Anregung, Dissoziation, Ionisation und die Strahlung, d. h. auch die
Emission von Licht. Dabei spielen die temperaturabhängigen physikalischen Kennwerte der im Plasma vorhandenen Stoffe eine wichtige Rolle, so z. B. die elektrische
und thermische Leitfähigkeit, spezifische Wärme und Enthalpie.
In der Tabelle 3.7 sind als Übersicht die Ergebnisse verschiedener Arbeiten zur Lichtbogenphysik überwiegend im Zusammenhang mit dem Schutzgasschweißen, der
Plasmazusammensetzung oder der Temperaturbestimmung aufgeführt. Insbesondere der stationäre Bogen mit Wolfram-Permanentelektrode ist Basis vieler Arbeiten
gewesen, da dieser „saubere“ Bogen ohne Störungen durch den Werkstoffübergang
und große Metalldampfanteile des Zusatzwerkstoffs betrieben werden kann.
3.4.1 Experimentelle Methoden
Eine direkte Messung der Temperatur ist bei den hohen Temperaturen im Lichtbogen
von üblicherweise über 10000 K nicht möglich. Daher wird ausschließlich die
Spektroskopie zur Temperaturbestimmung verwendet, die gleichzeitig zusätzliche
Information z. B. über die stoffliche Zusammensetzung /BT96, DP86, DAE86, Gli76,
HF84, HF85, IKPH97, ME70, ME75, Mil77, MA94, Mur94b, Mur96, ST79, SA68,
Ton75, Yon95/ und auch den Ionisationsgrad /FM56, GR77, ZPF85/ des Plasmas
liefern kann.
Ausgewertet werden dafür die von den im Plasma befindlichen und angeregten Teilchen emittierte diskrete Linienstrahlung und seltener die Kontinuumstrahlung, um
dann über die relative oder absolute Intensität der Spektrallinien eine Temperatur zu
berechnen. Die relative Methode erfordert mindestens zwei Linien mit möglichst
großer Differenz ihrer Anregungsenergien, um den Fehlereinfluss zu minimieren.
Erfahrungsgemäß ist erst ab 1 eV Differenz mit akzeptablen Genauigkeiten zu rechnen /Mil77/. Die absolute Messung an einzelnen Linien erfordert dagegen die Kalibrierung
mit
einem
Planck´schen
Normalstrahler,
dessen
Spektraldichte-
Wellenlängen-Profil in dem betrachteten Wellenlängenbereich bekannt ist /GUE75,
STAND DER TECHNIK
33
ME70, ME75, MA94, Mur94b, Yon96, WUT97/. Daneben sind verschiedene
Methoden
zur
Auswertung
von
Linienverbreiterungsmechanismen,
wie
z. B.
DOPPLER oder STARK, verwendet worden, da hierbei die Elektronendichte sehr
einfach aus der Halbwertsbreite bestimmt werden kann /RS67/. Weiterhin ist die
Methode nach BARTELS zur Auswertung von Intensitätsprofilen aus optisch dicker
Schicht erwähnenswert, da mit ihr ohne eine ABEL-Transformation direkt aus der
emittierten maximalen Spektraldichte die Temperatur bestimmt wird, /Bar49a,
Bar49b, Bar50/.
Vorraussetzung für alle Verfahren ist das Vorhandensein des lokalen thermischen
Gleichgewichtes (LTG bzw. englisch LTE).
3.4.2 Mathematische Modelle
Neben den experimentellen Untersuchungen sind vielfältige analytische Methoden
zur numerischen Beschreibung der Vorgänge im Schweißlichtbogen angewendet
worden /Rom75, GR77, GR80, RT82, All85, CSW92, LKS92, JWS93, DKDD93,
MA94, DKDR95, HL96, Mur96, LMHM97, WUT97, Hai98 u. a./. Auch dabei steht die
Kenntnis bzw. die Bestimmung der Temperaturverteilung im Vordergrund, da die
anderen physikalischen Kennwerte von ihr abhängig bestimmt werden können.
Hervorzuheben sind die Arbeiten von HAIDAR und LOWKE /HL96, HL97, Hai98/
sowie JÖNSSON u. a. /JWS93, JMS95/, die beide mit einem 2D-Modell das MSGSchweißen abgebildet haben. Während JÖNSSON u. a. vorrangig die elektrodynamischen, Wärmetransport- und Fluidstrom-Eigenschaften der Plasmasäule
betrachteten, modellierten HAIDAR und LOWKE zusätzlich die Tropfenbildung,
-formänderung und -ablösung zeitabhängig unter Berücksichtigung der Oberflächenspannung, Schwerkraft, Massenträgheit und magnetischer Pinchkräfte. Unter Voraussetzung von Axialsymmetrie, LTG, laminarem Gasfluss und Vernachlässigung
des Tropfeneinflusses im Plasma erhalten sie als Ergebnisse Temperaturverteilungen auf Basis desselben Berechnungsmodells, JÖNSSON für Argon und
Aluminium, ohne jedoch Tropfenbildung und Metalldampfeinfluss zu berücksichtigen,
Bild 3.8, und HAIDAR und LOWKE für CO2 und Stahl, Bild 3.9.
34
STAND DER TECHNIK
Bild 3.8
2-D-Simulation der Temperaturverteilung im Al-MIG-Lichtbogen, 250 A
ohne Berücksichtigung von Metalldampf, /JWS93/
Bild 3.9
2-D-Simulation der Tropfenbildung und Temperaturverteilung bei Stahl
unter CO2, 1,6 mm Elektrode, 325 A, /HL97/
STAND DER TECHNIK
35
3.4.3 Metalldampfeinfluss
Der Übergang von Tropfen durch den Bogen sowie die Verunreinigung des Bogens
durch Metalldämpfe, die in MSG-Lichtbögen mit abschmelzenden Elektroden z. T. in
erheblichem Maße auftreten, beeinflussen nicht nur das Lichtbogenplasma, sondern
erschweren auch die messtechnische Untersuchung solcher Bögen. So ändert sich
nach FINKELNBURG und MAECKER /FM56/ der Charakter des Metalldampfbogens
gegenüber einem Gasbogen, da hier die leichter ionisierbaren Metalldämpfe
vorwiegend den Stromtransport übernehmen. Bei hohen Stromdichten an dünnen
Anoden führt dieses dann zu verstärkter Anodenverdampfung mit der Ausbildung eines Dampfstrahles, der Geschwindigkeiten von bis zu 102 ms-1 besitzen kann.
Neben mehreren älteren Arbeiten, wie z. B, CONN /Con59/, LANCASTER
/Lan62, Lan86/, RYKALIN /RKN62/ und SMÅRS /SA67, SA68/, haben SCHELLHASE /Sch85/ sowie YONGLON /Yon95/ das MSG-Schweißen mit abschmelzender
Elektrode untersucht und den Metalldampfeinfluss analysiert. Dabei werden die
Vorgänge
bei
der
Ausbildung
eines
Dampfstrahls
im
Lichtbogenkern
in
verschiedenen Arbeiten überwiegend für Stahlelektroden beschrieben /WS73,
Men78, SW80, BD00, DSH00, Nem94 u. 96, Qu99/. Zumischung molekularer Gase
und auch He führt zu einer Verkleinerung des Anodenfußpunktfläche und damit einer
Schwächung der Lorentzkraft, die für die Tropfeneinschnürung und -ablösung beim
Impulslichtbogen ursächlich ist.
USHIO und andere /UHTTM94/ stellen eine Verringerung der Schweißrauche beim
MIG-Schweißen von AlMg-Legierungen durch den Einsatz einer neuentwickelten
Wechselstromquelle im Vergleich zu einer Gleichstromquelle fest. Die sich bildenden
Schweißrauche wurden ergänzend zur Hochgeschwindigkeitsfilmtechnik mit einem
Röntgendiffraktometer bei gepulstem MIG-Gleich- und Wechselstrom analysiert.
Zusammenfassend führen sie die Schweißrauchentstehung überwiegend auf die
Verdampfung des überhitzen Tropfens zurück. Hierbei dominieren insbesondere
Legierungselemente mit hohem Dampfdruck, wie Magnesium, bei den verwendeten
AlMg-Werkstoffen. Beim Gleichstrom-Impulslichtbogen besteht der Dampf aus MgO,
Al2O3 und Al. Dabei findet die Mg-Verdampfung überwiegend am Tropfen statt und
führt zu Störungen beim Werkstoffübergang durch das explosionsartige Platzen der
Tropfen. Mit dem Einsatz des Wechselstrom-Impulslichtbogens wird der Dampfanteil
auf etwa 0,5 bis 0,15 reduziert, wofür ein verringerter MgO-Anteil aufgrund einer
geringeren Tropfentemperatur maßgeblich ist. Darüber hinaus stellen die Autoren
36
STAND DER TECHNIK
eine Abhängigkeit der Schweißrauchmenge von der Spannung fest. Mit einem
Minimum bei etwa 20 bis 23 V nimmt bei niedrigeren und höheren Spannungen die
Schweißrauchmenge auf über das Doppelte zu.
SMÅRS /SA67, SA68/ hat mit spektroskopischen Temperaturmessungen beim
Aluminium-MIG-Schweißen maximale Bogenkerntemperaturen von etwa 20000 K
durch die Auswertung der Spektraldichte der Argonneutralenlinie 763,5 nm erhalten,
Bild 3.10.
Bild 3.10 Spektroskopisch ermittelte Temperaturverteilung im Al-MIG-Lichtbogen,
250 A, ohne Berücksichtigung des Metalldampfeinflusses, /SA68/
Diese Ergebnisse decken sich mit Temperaturverteilungen beim WIG-Schweißen,
z. B. /HFKC86, FHK88, u.v.a./. Doch dem stehen mehrere Untersuchungen
entgegen, in denen nachgewiesen wurde, dass gerade das Vorhandensein von
Aluminiumdampf die Bogentemperatur gegenüber einem Bogen ohne Metalldampf
erheblich absenkt, /DAE86, Gli79, TK62, Ton75/.
Auch TON /Ton75/ hat an seinem speziellen Plasma-MIG-Bogen eine sehr geringe
maximale Temperatur von unter 7000 K in dem von Aluminiumdampf erfüllten Bogenkern gemessen. Dazu verwendete er in der Auswertung seiner spektroskopischen Messungen aber nicht Argon-Linien sondern verschiedene Cu-, Fe- und Mn-
STAND DER TECHNIK
37
Neutralenlinien, die aus dem verdampfenden Draht bzw. Tropfen stammen. In dem
umgebenden äußeren Argon-Bogen stellte er Temperaturen von 13000 K durch das
spektrale Neutralen-Ion-Intensitätsverhältnis von Argon-Linien fest.
Zusammenfassend ist für metalldampfdominierte Lichtbögen festzuhalten, dass
neben dem Dampfdruck bzw. Siedepunkt die Ionisationsenergie des/der beteiligten
Metalle einen großen Einfluss auf die Lichtbogeneigenschaften hat. So wird durch
das Vorhandensein von Metalldampf im Lichtbogen die Temperatur verringert und
der Lichtbogen kontrahiert /FIN65, Gli79, Lan62/, Bild 3.11.
Bild 3.11 Radiale Temperatur- und Stromdichteverteilungen in Abhängigkeit vom
Al-Dampfgehalt, /Gli79/
Dabei entsteht bei magnesiumhaltigen Al-Elektroden unabhängig von der Polarität
eine starke Metalldampfströmung zum Werkstück. Bei diesen Elektrodenwerkstoffen
treten Verdampfungsverlusten von bis zu 10 % auf. Der Siedepunkt von AluminiumLegierungen wird durch Magnesium erheblich herabgesetzt, z. B. durch 2 % Mg von
38
STAND DER TECHNIK
2740 K auf 1700 K /DAE86, Sch85/. Dieses führt dazu, dass der Mg-Metalldampf das
gesamte Plasma erfüllt und sich ein linsenförmiger Einbrand ergibt, /Con59/, Bild
3.12
Bei im Vergleich zu Eisen relativ hohen Brennfleck-Temperaturen von über 3000 K
entstehen Verdampfungsgeschwindigkeiten bei Al von 7 bis 90 g/cm2s und für Mg
analog zu Zn 80 bis 600 g/cm 2s /Con59/.
Bild 3.12 Nahtform und Einbrandverhalten bei verschiedenen Schutzgasen nach
/Con59/; A) Ar, Mg; b), Ar, Al; c) Ar, Cu; d) Ar, St; e) He, St; f) Ar, St mit
Permanentelektrode; g) CO2, St; die Ausbildung eines
Metalldampfkerns ist schraffiert dargestellt
Dagegen wird die Siedetemperatur bei Vorhandensein von Sauerstoff im Bogen
durch die Bildung von Oxiden erhöht. Der Siedepunkt von MgO ist mit 3070 K mehr
als doppelt so hoch gegenüber 1380 K von reinem Mg, während er bei Al2O3 nur um
etwa 200 K höher als bei Al liegt. Die Siedepunkterhöhung hat demnach eine
Verringerung der Verdampfungsrate zur Folge /Con59, How69, Sch73/.
BOSWORTH und DEAM /BD00, BF99/ stellen in experimentellen Messungen an
1,2 mm
Stahlelektroden
eine
strenge
Beziehung
zwischen
der
Dampf-
entstehungsrate und der Tropfengröße beim MAG-Impulslichtbogenschweißen fest,
die sie mit einer Modellierung bestätigen konnten, Bild 3.13.
So zeigt sich, dass die Verdampfung bei kleineren Tropfen stärker ist. Die Höhe des
Wärmeeintrags scheint kaum Einfluss auf die entstehende Dampfmenge zu haben.
Metalldampf wird von der heißen Seite des Tropfens durch Diffusion und Konvektion
in die Lichtbogensäule und auch nach außen transportiert. Rauche auf die
Entstehung von Metalldampf zurückzuführen. Während ein Teil des Dampfes auf der
Schmelzbadoberfläche kondensiert, gelangt der größere Teil aus dem Schutzgasschleier nach außen in die umgebende Luft und wird dort oxidiert.
STAND DER TECHNIK
39
$WWDFKHG'URSOHW
$WWDFKHG'URSOHW
3ODVPD)ORZ
(YDSRUDWLRQ
'HWDFKHG'URSOHW
'HWDFKHG'URSOHW
IURP
KRWPROWHQPHWDO
0HWDO9DSRXU
:HOGSRRO:RUNSLHFH
)LQH
)XPH
)RUPDWLRQ
&RQGHQVDWLRQ
Bild 3.13 Lokalisierung der Dampfentstehung und Metalldampfkanalbildung beim
MSG-Schweißen /BD00/
DEAM, SIMPSON und HAIDAR /DSH00/ bestätigen diese Beobachtung durch eine
halbempirische Modellierung. Allerdings steigt die Gesamtmetalldampfmenge mit der
Tropfengröße, da mit der Tropfengröße die Oberfläche an der Elektrodenspitze und
damit auch die Verdampfungsmenge zunimmt. Aus den Berechnungen mit einer
Berücksichtigung der werkstückseitigen
Kondensation folgt auch, dass die
Verdampfung
dominiert
an
der
Elektrodenspitze
gegenüber
der
an
dem
übergehenden Tropfen sowie an der Schmelzbadoberfläche, Bild 3.14.
Fume Formation Rate (g/hr)
35
30
25
20
15
10
5
0
2
4
6
Wire Feed Speed (m/min)
Predicted FFR
Measured Short Ciruiting FFR
Measured S. C. FFR (High Voltage)
Measured Non S. C. FFR (High Voltage)
8
Measured Non Short Circuiting FFR
Bild 3.14 Rauchentstehungsrate in Abhängigkeit von der Drahtfördergeschwindigkeit /DSH00/
10
40
STAND DER TECHNIK
3.4.4 Ionisationsgrad
Der Ionisationsgrad wird im Wesentlichen durch die Plasma-Zusammensetzung und
die Ionisationsenergien der beteiligten Elemente bestimmt. Metalle mit ihrer etwa
halb so hohen Ionisierungsenergie gegenüber Argon (15,76 eV) werden im Bogen
daher zum großen Teil ionisiert und führen damit schon bei geringen Anteilen im
Plasma erhebliche Anteile des Lichtbogenstroms /FM56/. So sind nach /Con59/ bei
6000 K 10 % Al-Metalldampf und jedoch nur 0,1 % Ar ionisiert, Bild 3.15.
Bild 3.15 Thermische Ionisation einiger Gase und Dämpfe aus der SAHAGleichung /Con59/
Eine weitere Folge der geringeren Ionisationsenergie ist die starke Erniedrigung der
Lichtbogen-Säulentemperatur und ein breiterer Bogenkern, wodurch das Einbrandprofil verbreitert und gleichmäßiger wird /Con59, DAE86, EP85, GR77, GR80,
FHC86, ME75, ME84, Mil77, MT84, ZPF85/.
Besondere Bedeutung kommt nach FINKELNBURG und MAECKER /FM56/ dem
Vorhandensein von Oxidhäuten auf der kathodischen Oberfläche zu. Da erhitzte
Metalloxide eine besonders hohe Elektronenemissionsfähigkeit besitzen, wird die
Bogenstabilität wesentlich erhöht. Dabei bewirken schon Spuren von Sauerstoff eine
verstärkte Elektronenemission und dadurch eine Erhöhung der elektrischen Leitfähigkeit und des Ionisationsgrades. Die thermische Elektronenemission hängt nach
der RICHARDSON-Gleichung exponentiell von der Austrittsarbeit des Kathodenmaterials ab.
STAND DER TECHNIK
41
3.4.5 Transporteigenschaften
GLICKSTEIN /Gli79/ stellt fest, dass als wichtigste Einflussgröße die elektrische
Leitfähigkeit durch Al-Metalldampfgehalte im Lichtbogen zunimmt, Bild 3.16. Zu gleichen Ergebnissen kommt /MT84/ unter dem Einfluss von Cu-Metalldampf. Beispielsweise führt 1 % Cu zu einer Zunahme der elektrischen Leitfähigkeit um 28 %.
Die Ursache liegt in der starken Zunahme der Elektronendichte. Wenn der
Metalldampf voll ionisiert ist, verschwindet dieser Einfluss aber bei Überschreiten
einer bestimmten Temperatur. Die Änderung der thermischen Leitfähigkeit wird
dagegen nur geringfügig beeinflusst.
Die allgemeine Berechnung aller Transport-Koeffizienten, d. h. der zur Beschreibung
des Wärme- und Stofftransports notwendigen physikalischen Kennwerte Viskosität,
Wärme- und elektrische Leitfähigkeit, haben MURPHY und ARUNDELL in /MA94,
Mur01/ für Ar, N2, O2 und deren Mischungen durchgeführt. Hieraus bestimmten sie
kombinierte Diffusionskoeffizienten, die unabhängig von Ionisationsgrad und
Dissoziation die Diffusion der 2-Komponenten-Gasgemische voll beschreiben.
Bild 3.16 Elektrische Leitfähigkeit in Abhängigkeit vom Al-Dampfgehalt /Gli79/
Weiter hat MURPHY die in /Mur01, Mur94b/ experimentell ermittelte Entmischung bei
Ar-N2-Mischgasen im WIG-Lichtbogen auch mit einem 2D-Modell rechnerisch in
42
STAND DER TECHNIK
/Mur01, Mur96/ nachgewiesen. Als Ergebnis erhält er zwar einen nur geringen
Einfluss auf die axiale Geschwindigkeit und die Temperatur, aber die Entmischung
verursacht eine erhebliche Änderung des Wärmetransports.
Die Transport-Koeffizienten von Ar-H2-Mischgasen sind in /AALP96, MEBPSMS95/
in Kaskadenbögen mit Berücksichtigung der Dissoziation numerisch bestimmt
worden. Hieraus erhalten MEULENBROEKS u. a. den Nachweis für einen geringen
Einfluss
einer
H2-Zumischung
auf
die
Transporteigenschaften,
da
die
Neutralteilchendichte sich kaum verändert. Hingegen nimmt die Elektronendichte
schon bei H2-Gehalten von 3 % im Argon auch im experimentell untersuchten
Kaskadenbogen stark ab /MEBPSMS95/.
Nach JÖNSSON /JWS93, JMS95/ ist auch der Einfluss von O2 auf die Transporteigenschaften des Ar-O2-Lichtbogenplasmas vernachlässigbar.
Neutrale Partikel übernehmen nach /Sel82, Sel80/ 80 % der Leistung und 50 % des
Wärmeflusses zum Werkstück und sind dadurch auch größtenteils für die Druckwirkung auf die Schmelze verantwortlich.
Aus dem lokalen Impulsgleichgewicht geht hervor, dass allein elektromagnetische
Kräfte die Plasmagasbewegung bzw. –beschleunigung verursachen. Dabei hat der
radiale Plasmastrom einen sehr starken Einfluss auf den Teilchentransport von außen nach innen, aus dem sich ein enger axialer Kernbereich ergibt, der den Impuls
für den axialen Gastransport liefert /MZSSE81/.
In Tabelle 3.7 sind in einer Übersicht Arbeiten zu experimentellen und auch
analytischen Untersuchungen von Lichtbögen, insbesondere dem Schutzgasschweißlichtbogen
zusammengefasst
dargestellt.
Neben
spektroskopischen
Untersuchungen an Lichtbögen befassen sich zahlreiche Arbeiten mit der
numerischen Simulation von Plasmen unter Berücksichtigung der notwendigen
physikalischen Teilmodelle. Der Schwerpunkt für diese Auswahl wurde auf die
Bestimmung der Plasmazusammensetzung, der Temperatur sowie der Entstehung,
des Einflusses und der Wirkung von Metalldampf gelegt.
STAND DER TECHNIK
43
Tabelle 3.7 Übersicht von Arbeiten zur Physik des Schutzgaslichtbogens
Literaturstelle
Bogen
ADV80
Schutzgas
Werkstoff
Elektr-Werkst
N2, H2,
Modell, LTG
Bar50
BT96
E-Ofen
Luft
BSS97
Kaskade
Ar, Ar+N2
CSW90
WIG
Ar
Con59
MSG
WIG
MSGp
Kaskade
Edelgase u. Diverse
Aktivgas
CYK98
DGSS94
DK94
Ar,
N2
Ar
Spektroskopie
Modellierung
St
W-Metall
Ar+N2, W-Cu
Spektroskop.
480-510nm
Hβ ,Fe, Ca
LangmuirSonde
Modell Lb.Schmelze
exp. und
Spektroskie
Modell
Ion-Masse
Spektrum
Modell
DP86
LaserPlasma
E
DAE86
WIG
Ar +O2
DE90
allg.
DSH00
MSG
Ar, He, N2 allg. M.
M-gase
Ar
St
Modell, Lit.Überblick
Modell
Ar
C-Cu
H2,
N2, SF6
Ar, N2, SF6
W-Cu
allg.
Ar0 431,1,
Kont.
Modell
Modell
Modell
Ar, N2
W-Cu
Modell
Ar, N2
W-Cu
Ar0, Ar1
EP85
FM90
GARV90
GGL92
WIG
allg.
GGPB93
Gli76
WIG
WCrNi-Stahl
Fe0 u. Fe1
Ca, Cs
Linien aller
Elemente
und Modell
Metalldampf
1% Cu
2,5% Fe
diskutiert
umfangr.
diskutiert
Mg,Fe,Si
Ti,Mn,Al
Fe,Mn,
Cr,Ca,Al
Elektr. u. therm. Leitfähigkeit,
1% Cu ⇒ elektr. Leitf. 100 x ↑
optisch dicke Schicht
Lichtbogenofen
N2-Zum. ⇒ Plasmadichte ↓
+
⇒ N2 -Ion dominant
Anoden-Stromdichte in
Schmelzmitte ↓, ne hier ↓
Mg, Al beim MIG, Kernausbildung, Impurities
Tropfenformung, -ablösung
N2 dominiert, dissoziative
Rekombination
Strahlung, Energie-Transport,
Oxide, Flussmittel-Bestandteile
Einfluss Metalldampf, bei
Mn 1000 x ↑ als Al; Mn ⇒
Einbrand ↑, nicht f (UIonisation)
elektr. und therm. Leitfähigkeit
Fe
Tropfengröße↑⇒Metalldampf↑
Cu
Cu-Dampf ↑ stark die elektr.
Leitfähigkeit < 9000 K
Saha-Boltzmann gilt bei pLTG
Cu
Cu-Dampf ↑⇒ elektr. Leitf. ↓
T ↓ da elektr. Leitfähigkeit und
Strahlung durch Cu ↑
0,1-10%
Cu, Fe
Fe
Gli79
WIG
Ar, He
W-Al
1D-Modell
Al
GR77
GR80
E/MAG
WIG
Ar
Ar, He
W-Al
Modell
Modell
Al, La
1-5%Al,
1%La
Hai98
Ar
W-St, St-St
2D-Modell
Fe
HF84
WIG/
MSG
WIG
Ar
W-Cu
HF85
FHC86
WIG
MAG
Ar
Ar
Cu, H2O
CrNiSt-Cu
Ar0 696,5
ArK 553,5
Ar0 696,5
Ar0 696,5
HFKC86
WIG
FHK88
WIG
W-Cu
Ar, Ar +
Cer-Zugabe
Ar
W
Modell u. Ar0
696,5
Ar0 696,5
Hai97
WIG
Ar
Modell
Ar0 696,5
W-St
Bemerkung/Ergebnisse
→ 0,25%
Fe, Cr
bis 0,2%
Metall
Dampf ⇒ an Anode Kühlung
des Bogens durch Strahlung
Bed. für LTG/PLTG, elektr. und
therm. Leitfähigkeit, N2
Al-Dampf ⇒ T ↓, I-Dichte ↓
Ionisationsgrad
elektr. Leitfähigkeit am
Lichtbogenrand ↑
LTG gilt bei Metalldampf, da
Ionisationspotential ↓ ⇒ n ↑
kein LTG gültig
allg. Temperatur
Metalldampf auf Achse von
Anode → Kathode
Bei Cer-Zugabe kontrahiert
der Lichtbogen
1-5atm, LTG nicht an Elektrode
und Bogenrand
an W-Kathode Abw. von LTG
44
Literaturstelle
STAND DER TECHNIK
Bogen
Schutzgas
Werkstoff
HEP82
WIG
Ar
W-Cu
HL96,
HL97
HW60
How69
MAG
Ar, CO2
St
MAG, E
WIG
St
W-Fe,Cu,
Sn,Pb
HP84
WIG
Ar, CO2
Ar,Ar+510%H2,O2
Ar
IKPH97
WIG
Ar/He
W-CrNi-St
Jac92
MSGp
Ar+CO2,O2,
H2,He
Jue85
Bogen
JWS93
MAG
Vakuum,
He, Ar
Ar
JMS95
MAG
KS79
KL88
Lan86
Lar51
LBJ99
Spektroskopie
Modellierung
Metalldampf
Modell,
K bei 431,2
Ar1 480,6
2D-Modell
Fe-Linien
Modell
Fe
Fe,Cu,
Sn,Pb
Modell
Stromdichte in Kathodennähe
maßgebl. für Gesamtmodell, I
u. I-Vert. = f (T, MHD-Pumpen)
Tropfenbildung und Temperatur
Dissoziation am Bogenrand
Verdampfungsrate, Dampfdrücke
thermodyn. u. TransportKennwerte, 0,5-10bar
UV-Strahlung, Ionendichte
St
120-180nm
180-210nm
180-240nm
Experiment
Fe
Verdampfung u. ↓ Anodenfl. ⇒
wirken Tr.Ablösung entgegen
Cu
Experiment
Cu
Al
2D-Modell
Ar+
2-5%O2
St, CrNi, Al
2D-Modell
WIG
Ar
W-Cu
WIG
allg.
allg.
WIG,
MSG
Ar
Ar u.a.
Ar0 430,0
Ar1 434,8
2D-Modell
Impurities ⇒ sprungartige
Bogen-Fußpunktbewegung
ohne Strahlung und Metalldampf
O2-Einfluss ⇒ Lichtbogen
kaum ⇒ Kathode/Anode
Fleckbewegung ↓ d. Oxide
Verhältnis I+/Io, axial und radial
0,01%Fe
allg.
Metalldampf nur an Anode
Lichtbogenphysik-Übersicht
optisch dünne Linien
LTG gilt, Nahtquerschnittfläche
= f (Plasma-T),
LKS92
WIG
Ar
W
Spektr.
Boltzmannplot Fe-Linien
230 ... 550
N0+391,4
N0 3337,1
O0 844,6
2D-Modell
LMH97
WIG
Ar
W
Modell
Aufheizen⇒Ionenstrom
Kühlen⇒thermionische Emission
LMHM97
WIG
Ar, Ar +
1-5%H2
W-St/Al
2D-Modell
Man56
MSG,
WIG
Graphit,
W
Ar,He,H2,
Luft
Ar, SF6, N2
CrNiSt, St,
Al
Graphit,
W-Cu
Experiment
Lichtbogen kontrahiert ⇒ ↑ U,
T, Schmelzvolumen
Verdampfung Metall und
Oxide, Polung
ME70,
ME75
WIG
Ar
W-Cu
versch. Ar0
Ar0 430,0
Ar1 434,8
MBE95
WIG
N2
W-St
Mil77
WIG
Ar
W-Cu
MT84
allg., WIG Ar
N0 746,8
N1 399,5
Ar0 763,5
Ar1 457,9
Ar1 459,0
Modell
LR75
Men78
Ar
CrNiSt, Fe,
Ni, Cr, Cu
Ar,He,Ne,
N2,O2,H2
HFGenerator
allg.
C0 290,4
C0 258,3
C1 251,2
C1 283,7
metastabile Atome
Elektroden-Stromdichte ⇒
Temperaturvert. im Bogen u.
Elektrodenoberfläche;
W,Fe,Ni,
Al, Mg,Zn
Cu, C
W, La
Mn
Cu
0,01-5%
Verdampfung ⇒ LichtbogenFußpunktbewegung, I-Transp.
in Region mit wenig Dampf, in
anderen Regionen Dampf kalt,
axialsymmetrischer Dampfjet
abs. u. relative Intensität,
Metalldampf ↑
⇒ Einbrand ↑
radiale und axiale Temperatur,
Fowler-Milne
Ar-Verhältnis I+/Io und abs.
Messung. Metalllinien,
metalldampfdominiert
elektr. Leitfähigkeit 28 x bei 1%
Cu im Bogen
STAND DER TECHNIK
Literaturstelle
Bogen
MA94
allg.
Mur94a
WIG
Mur94b
WIG
Mur96
Nag62
45
Schutzgas
Werkstoff
Spektroskopie
Modellierung
Ar,N2,O2,
Ar+N2/O2
Ar, N2
allg.
W-Cu
Ar0 727,3
N0 746,8
WIG
PlasmaFlamme
MSG
Ar, N2
Ar+N2
Ar+N2/He
Allg.
allg.
W-Cu
Ar/He +CO2
St
Modell
Spektrosk..Übersicht
Modell
Ols59
Ols62
Pea61
WIG
Ar
W-Cu
allg.
Luft
Red02
Rai91
MSG
allg.
SA67
SA68
SHL00
TK62
MIG
Ar
Ar, Luft, N2,
H2
Ar
WIG
=Bogen
Ar
Luft
TMNG92
Plasma
Tho93
WIG
Ar+O2/N2/
CH4
Ar
Ton75
PlasmaMIG
Ar
W-Cu +
Met.-Draht
TP79
Kaskade
Ar
W-Cu
TTU02a
TTU02b
WIG
WIG
Ar
He
TTUL02
WIG
Ar
Nem96
W-Cu
Metalldampf
Modell mit
LTG
N0 746,8
Transport-Koeffizienten
⇒ Diffusionskoeffizienten
Laser-Scattering
Fowler-Milne
Fowler-Milne,
Ar-N2-Entmischung
C, Metalle
Ti, ...
St
allg.
Ar0 763,5
Ar1 480,1
diverse
Ti, V, Fe
Modell
allg.
Fe; Mn
allg.
Al
Ar0 763,5
Al
Modell, LTG
Al-C
Mg1 280,3
Mg1 279,1
Al
Experiment
W-Cu
diverse Ar0,
Ar0 696,5
Ar1 480,6
Ar0 415,9
Ar1 434,8
CrNiSt
Ar0 415,8
Ar0 425,6
Experiment
LaserScatter.
Al + Mg1
Ar
AlMg
Ar
Ar+Schwefel
auf Oberfl.
Röntgendiffr.
Modell
Modell
WST01
WIG
Ar+Schwefel CrNiSt
auf Oberfl.
Modell
WUT97
Yon95
Ar,
Ar+ O2,H2
W-Metall
St, W-St
Yon96
WIG
MAG,
WIG
WIG
Ar
W- St,Cu
ZPF85
allg.
Ar, He.
allg.
Modell
Fe0 639,3
Ar0 696,5
Ar0 430,0
Ar0 696,5
Kont. 656,0
Modell
Ar-N2-Entmischung
4 Methoden,
Verhältnis I+/Io
LorentzKraft=f (Gas), He u.
molek. Gase ⇒ Anodenfl. ↓
elektr. u. therm. Leitfähigkeit f.
Neutrale, Ion, Kontinuum
wenige 0,1% „Impurities“ liefern
alle e /Ionen
Rauchzusammensetzung
LTG immer in Metalldampf,
Molekulargase
T < 19.000K, hell leuchtende
Säulenkern
ambipolare Diffusion⇒neg. U↓
< 5.000K e nur von Al,
++
1% Mg bei 11.000K
Mg-Partialdr., T ⇒ Mg1 rel.
radial und axial
Fowler-Milne
PLTG nicht überall gültig
Fe,Mn,Cu Metall-Linie absolut,
Al,Ca
Ar-Verhältnis I+/Io; Metalldampf
in Achse, außen Ar
T aus Ar-Verh. radial u. axial;
ohne Ionisation
LTG, Elektr.form ⇒ Einbrand
Metalldampf ⇒ Te ↓ 6000K
Plasmajet und Marangoni ⇒
Schmelzbadbewegung
Modell
UNTTM95 AC-MSG
Wen00
WIG
WS01
MSG
10% Fe,
30%
Ti,Fe,Al
Schwefel⇒Marangoni⇒Oberfl.
sp. Schmelze⇒Einbrandform
Schwefel ↑ ⇒ Wirbel in
Schmelze (Marangoni) ↑
radial u. axial
e-/Ionen von Fe, 30% Mitte
“Impurities“ detektierbar
optische Dichte
„Impurities“, Ionisationsgrad
Indizes für die spektroskopisch untersuchten Linien mit Angabe der Wellenlänge in nm:
0 = Neutrale
1 = Ion
K = Kontinuum
46
ZIELSETZUNG UND VORGEHENSWEISE
4 ZIELSETZUNG DER ARBEIT UND VORGEHENSWEISE
Obwohl seit mehr als 60 Jahren umfangreiche Ergebnisse über die Zusammenhänge
der Vorgänge im Schweißlichtbogen zusammengetragen worden sind, besteht nach
wie vor für das Metallschutzgasschweißen noch Unklarheit über die Ursachen des
Einflusses von geringsten Aktivgas-Zumischungen im Schutzgas Argon.
Gerade bei Aluminiumwerkstoffen ist der Einfluss von geringen Anteilen molekularer
Gase in mehreren Arbeiten hinsichtlich der Auswirkungen auf das Schweißergebnis
experimentell untersucht worden, s. Kap. 3.3.1. Hier scheint sich beispielsweise ein
N2-Zusatz
bis
zu
ca.
0,1 %
überwiegend
vorteilhaft
auf
das
gesamte
Schweißergebnis beim WIG- und MIG-Schweißen auszuwirken. Dennoch liegen
auch in diesen Arbeiten keine zusammenhängenden Ergebnisse über die Ursachen
dieser Auswirkungen beim MIG-Schweißen vor, insbesondere auch nicht für den
Dünnblechbereich beim gepulsten MIG-Schweißen.
Mit dieser Arbeit soll daher der Einfluss von geringen Zumischungen im vpm-Bereich
von Stickstoff, Sauerstoff und Wasserstoff auf das Impulsstromschweißen von AlMgDünnblech in systematisch drei Abschnitten wie folgt untersucht werden:
4.1
Werkstoffauswahl
Zum einen wegen der industriell häufigen Anwendung und zum anderen wegen des
5 %igen Magnesiumanteils mit seinem im Vergleich zu anderen Metallen sehr hohen
Dampfdruck werden die Untersuchungen am Beispiel des Werkstoff EN AWAlMg5Mn (EN AW-5182) durchgeführt.
Die Aktivgase sind Stickstoff, Sauerstoff und Wasserstoff als Zumischung in das
inerte Schutzgas Argon 5.0, Reinheit 99,999 %.
Die Kombinationen aus Blechdicken und Elektrodendurchmesser sind 1,25 - 1,0 mm
und 2,5 - 1,6 mm.
4.2
47
Vorgehensweise
In einer Vorversuchsphase wird der prinzipielle Nachweis über den Aktivgaseinfluss
von geringsten Aktivgas-Zumischungen auf das MIG-Impulsstromschweißen geprüft.
Der Schwerpunkt liegt auf der Suche nach charakteristischen Kriterien für diesen
Einfluss, die eine weitere quantitative Untersuchung ermöglichen. Dafür werden alle
üblichen
mechanisch-technologischen
und
metallografischen
Untersuchungen
durchgeführt und der Einfluss unter Ausschluss aller äußeren Störgrößen geprüft:
charakteristische Kriterien sind:
⇒ Oxidniederschlag und Nahtschuppung
⇒ Einbrand, Naht- und Wurzelüberhöhung
⇒ Schweißnahtquerschnittsfläche
⇒ Porosität
⇒ Schweißgutzusammensetzung
⇒ Werkstoffübergang
⇒ Spritzerbildung
Aus den Vorversuchen zusammenfassend ist kein Einfluss feststellbar hinsichtlich:
⇒ Zugfestigkeit der unbearbeiteten sowie der abgearbeiteten Proben
⇒ Härte- und Mikrohärteprüfung in WEZ und Schweißgut
Die in experimentellen Schweißuntersuchungen mit 3 Aktivgasen (N2, O2 und H2) in
zwei Leistungsbereichen hergestellten Schweißproben werden mit den unter 1.
ermittelten
charakteristischen
Kriterien
zur
Quantifizierung
der
mechanisch-
technologischen Eigenschaften geprüft.
Der Aktivgasanteil im Schutzgas Argon wird für diese Untersuchungen in einem
weiten Bereich von 0,005 % bis max. 2 % feingestuft variiert.
Mit monochromer Hochgeschwindigkeitskinematografie wird der Werkstoffübergang
sowie die Lichtbogenausbildung untersucht.
Mit Spektroskopie wird die radiale und die axiale Temperaturverteilung sowie die
Teilchenzusammensetzung
im
Schweißlichtbogen
gemessen
bzw.
aus
den
Messergebnissen berechnet.
Somit ist das Ziel dieser Arbeit, die Wirkungsweise dieser geringen molekularen
Aktivgaszumischungen im vpm-Bereich im Lichtbogen besser zu verstehen.
48
In Bild 4.1 ist die vollständige Übersicht aller Untersuchungen in der vorlegenden
Arbeit zum Aktivgaseinfluss einschließlich der Vorgehensweise, der Auswertung
sowie der Ergebnisse zusammengefasst grafisch dargestellt.
EXPERIMENTELLE
SCHWEISSVERSUCHE
HOCHGESCHWINDIGKEITSKINEMATOGRAPHIE
EMISSIONSSPEKTROSKOPIE
Oberflächenbehandlung der Bleche zur Schaffung eines definierten Oberflächenzustands:
1) Entfetten 2) Bürsten zur Oxidbeseitung 3) Oxidneubildung durch 30min Lagerung
Wiegen der Bleche
Auftragsschweißungen
Schweißversuche I-Naht
Daten speichern von
Transientenrecordern
Kalibrierung von
Wellenlänge, Intensität
Auftragsschweißungen
Is - t, Us - t
Drahtlängenmessung
und Wiegen der Bleche
Spritzerrate
Daten speichern von
Daten speichern von
Auswertung der
Filmaufnahmen
Werkstoffübergang
Is - t, Us - t
LichtbogenAusbildung
Is - t, Us - t
Sichtprüfung
Axiale
Intensitätsverläufe
Metalloxide
Zugprüfung
Tropfen
Zugfestigkeit
BARTELS
Auswertung der
2D-Intensitäts-Spektren
Radiale
Intensitätsverläufe
ABELN
BARTELS
Axial-Temp.
Volumenstrahldichte
Metallographische
Untersuchung
Relativ: ε Mg1
ε Mgo
- Metalldampfanteil
Einbrand
- Temperaturverteil.
Porosität
- Ausbildung des
Bogenkerns
Mg-Gehalt
Teilchendichten
bzw. Partialdrücke
als f (Aktivgas)
Mikrohärte
Absolut: eps von
Mg-, Al- Ar-Linien
Schmelze
Bild 4.1
Übersicht der Vorgehensweise
Lichtbogen
Radial-Temp.
VERSUCHBEDINGUNGEN
49
5 VERSUCHSBEBINGUNGEN
In
der
vorliegenden
Aktivgaseinfluss
durchgeführt.
Arbeit
beim
Durch
werden
experimentelle
MIG-Impulsstromschweißen
feingestufte,
schrittweise
von
Untersuchungen
zum
Aluminium-Dünnblech
Zumischung
der
molekularen
Aktivgase N2, O2 und H2 im Bereich von minimal 0,005 % gesteigert bis max. 2 %
wird ein überwiegend experimenteller Nachweis hinsichtlich Veränderungen der
Schweißnahtqualität geführt.
Dazu werden die Proben als Stumpfnaht im I-Stoß ohne Spalt in zwei
unterschiedlichen Blechdicken, 1,25 mm und 2,5 mm, vollmechanisiert unter Einsatz
eines Linearfahrwerks und eines mikroprozessorgesteuerten, sekundär-getakteten,
transistorisierten Schweißinverters hergestellt. Während dieser Schweißversuche
werden die elektrischen (als zeitlich hochaufgelöste transiente Momentanwerte) und
mechanischen Prozessgrößen erfasst, gespeichert und anschließend ausgewertet.
Zur Analyse des Werkstoffübergangs mit der Hochgeschwindigkeitsfilmtechnik sowie
zur
Bestimmung
der
Temperaturverteilung
im
Lichtbogenplasma
mit
der
Spektroskopie wird am Beispiel eines Aktivgasgehaltes von 0,1 % N2 und O2 im
Argon eine Auftragsnaht unter ansonsten unveränderten Bedingungen geschweißt.
Auch dabei werden synchron zur Aufnahmefrequenz die transienten elektrischen
Prozessgrößen erfasst.
Durch Auswertung dieser Daten wird der gesamte Schweißprozess analysiert, und
zwar werden - in Abhängigkeit von der Aktivgaszumischung - die Zusammenhänge
zwischen den mechanisch-technologischen Gütewerten und den Schweißparametern sowie den Veränderungen im Werkstoffübergang und im Lichtbogenplasma
aufgezeigt.
5.1
Versuchswerkstoffe
Für die Durchführung der Untersuchungen ist eine zielgerichtete Auswahl der geeigneten Versuchswerkstoffe erforderlich. Zum einen sollen die Schweißversuche unter
möglichst anwendungsnahen Bedingungen durchgeführt werden, zum anderen aber
sind äußere Störfaktoren, bzw. auf den Schweißprozess zusätzlich zum Schutzgaseinfluss wirkende Einflussgrößen, soweit wie möglich auszuschließen.
50
VERSUCHBEDINGUNGEN
Für diese Untersuchung erfolgt die Werkstoffauswahl daher nach folgenden Kriterien:
• typischer Einsatz des Werkstoffs in Verbindung mit dem MIGImpulsstromschweißen in industrieller Anwendung, z. B. Automobilindustrie
und Schiffbau
• gute Schweißeignung; in diesem Zusammenhang wird ein naturharter, also
nichtaushärtender Werkstoff gewählt
• definierter Werkstoffzustand bei Anlieferung,
mechanisch-technologische Kennwerte
d. h.
reproduzierbare
• artgleiche Zusatzwerkstoffe
5.1.1
Probenwerkstoff
Für diese Untersuchungen wird die gut schweißgeeignete und unter den
Knetlegierungen
hochfeste
Aluminium-Magnesium-Legierung
EN AW-AlMg5Mn
(EN AW-5182, W27, VAW 63/44 der Firma VAW Aluminium AG) ausgewählt.
Die überaus breite Anwendung dieses Werkstoffs im Apparate-, Geräte-, Fahrzeugund im Schiffbau ist zurückzuführen auf eine gute Schweißeignung, hohe Festigkeit,
gute
Zähigkeitseigenschaften
auch
bei
tiefen
Temperaturen
sowie
eine
hervorragende Korrosionsbeständigkeit, insbesondere gegen Seewasser.
Nach dem Warmwalzprozess liegt dieser Werkstoff im weichgeglühten Zustand vor.
Mit der Werkstoffzustandsbezeichnung W27 wird eine Mindestzugfestigkeit von
270 MPa angegeben. Die hohe Festigkeit ist bei den naturharten AlMg-Legierungen
auf die Mischkristallbildung von Magnesium mit Aluminium zurückzuführen. Daneben
führen
Mangan
und
Chrom
zu
einer
weiteren
Festigkeitssteigerung.
Der
Manganzusatz bewirkt darüber hinaus eine bessere Warmfestigkeit und eine
Verminderung der Empfindlichkeit gegen interkristalline Korrosion. Gegenüber ReinAluminium liegt der Siedepunkt von Aluminiumlegierungen niedriger, vgl. Kap. 3.4.3.
Die Werkstoffzusammensetzung ist nach DIN EN 573 T.3 (ersetzt DIN 1725 Teil 1)
bzw. EDS-Analyse:
Tabelle 5.1: Zusammensetzung des Blechgrundwerkstoffs in Gew.%, Rest Al
Legierung
Si
Fe
Cu
Mn
Mg
Cr
Zn
Ti
Sonst.
EN AW-5182
0,2
0,15
0,01
0,35
4,65
0,1
0,25
0,1
0,15
VERSUCHBEDINGUNGEN
51
Zur Unterscheidung von zwei Leistungsbereichen werden die Schweißungen mit
Blechdicken von 1,25 mm und 2,5 mm und Drahtelektroden der Durchmesser
1,0 und 1,6 mm durchgeführt. Die Blechabmessungen betragen 125 mm x 500 mm,
und damit beträgt das Probengesamtmaß nach dem Schweißen 250 mm x 500 mm.
Für die jeweiligen Untersuchungsabschnitte werden ausschließlich Bleche einer
Charge, mit gleicher Walzorientierung und unter Ausschluss der Randstreifen
verwendet, um den Einfluss von Schwankungen der Werkstoffeigenschaften zu
minimieren.
5.1.2 Zusatzwerkstoffe
Es werden zwei artgleiche Elektrodendrähte Werkstoffe verwendet. Neben dem
R-AlMg5Cr (R-5356, Fa. Messer-Griesheim) wird der heißrissunempfindlichere
R-AlMg4,5Mn0,7 (R-5183, Fa. Firma Elisental in Anlehnung an DIN 1732 Teil1
(inzwischen ersetzt durch DIN EN 573 T.3) bzw. DVS-Merkblätter 0913 und 0933
ausgewählt /DVS94 u. 01/. Für den niedrigeren Leistungsbereich mit 1,25 mm
dickem Blech wird ein Draht mit 1,0 mm Durchmesser verwendet, für die 2,5 mm
dicken Bleche ein 1,6 mm dicker Draht.
Die Zusatzwerkstoffe wurden im geschälten Zustand und vakuumverpackt geliefert,
und besitzen folgende Zusammensetzung gemäß chemischer Herstelleranalyse:
Tabelle 5.2: Zusammensetzungen der Elektrodendrahtwerkstoffe in Gew.%, Rest Al
Die
Legierung
Si
R-5356
R-5183
0,2
0,15
Zusatzwerkstoffe
Fe
Cu
Mn
0,3 0,005 0,35
0,25 0,0002 0,65
sind
bezüglich
Mg
Cr
Zn
Ti
Sonst.
4,9
4,875
0,1
0,07
0,2
0,02
0,12
0,11
0,15
0,15
des
Mg-Gehalts
im
Vergleich
zum
Grundwerkstoff höher legiert, um Verdampfungs- bzw. Abbrandverluste des
Magnesiums beim Schweißen zu kompensieren.
Die Drahtelektroden werden für jeden Untersuchungsabschnitt unmittelbar vor
Schweißbeginn aus dem verschweißten bzw. unter Trockensalzzugabe luftdicht
verschlossenen PE-Beutel entnommen und ohne Spulenwechsel verarbeitet.
52
VERSUCHBEDINGUNGEN
5.1.3 Schutzgase
Der Lichtbogen weist mit dem Schutzgas Argon gegenüber Helium eine geringere
Brennspannung im Lichtbogen auf. Der aufgrund der niedrigeren Wärmeleitfähigkeit
nicht so energiereiche Argon-Lichtbogen führt zu einem geringen Randeinbrand und
dem für Stahl charakteristischen fingerförmigen Einbrand, /DVS94/. Bei Lichtbögen
mit hohen Metalldampfanteilen - wie z. B. bei Mg-haltigen Werkstoffen - wird das
Einbrandprofil jedoch breiter und weniger tief /DUN86/. Da für den Dünnblechbereich
weniger
die
Einbrandtiefe
als
vielmehr
eine
sichere
Beherrschung
des
Schmelzbades im Vordergrund steht, ist die Verwendung von Helium hier nicht
sinnvoll, /BAU90/.
Aus Vorversuchen ergeben sich für alle Leistung-Aktivgasart-Kombinationen
Grenzen der Schutzgaszusammensetzung, innerhalb derer für Argon die Wurzel
gerade noch sicher erfasst wird und bei unveränderten Maschineneinstellungen bei
einem bestimmten Aktivgasanteil die Schmelze durchfällt, Tabelle 5.3. Bei H2–Zusatz
kommt es bei höheren Wasserstoffgehalten nicht zu einem Durchfallen der
Schmelze, doch nimmt in der nicht erstarrten Schmelze ab ca. 0,5 % H2 das
Aufsteigen von Gasblasen sichtbar stark zu.
Im Rahmen dieser Arbeit wird Argon 5.0 (Fa. AGA-Gas) nach DIN 32526 mit einer
Reinheit von 99,999 % sowie Argon-Schutzgase mit quantitativ unterschiedlichen
Aktivgaszumischungen verwendet.
Tabelle 5.3: Maximaler Aktivgasgehalt im Argon 5.0 bei konstanten Maschineneinstellungen (-/- Schmelze fällt durch, bzw. sichtbar aufsteigende
Gasblasen bei H2)
Ar -Zumischung
Stickstoff und Sauerstoff in Vol.%
Blech/Draht-∅
1,25 / 1,0 mm 0,005 0,010 0,015 0,02 0,03 0,04 0,05 0,07 0,10 0,20 0,30
2,5 / 1,6 mm 0,005 0,010 0,015 0,02 0,03 0,04 0,05 0,07 0,10 -/-/Wasserstoff in Vol.%
1,25 / 1,0 mm
2,5 / 1,6 mm
0,01
0,01
0,03
0,03
0,05 0,10 0,50 1,0
0,05 0,10 0,50 1,0
2,0
2,0
-/-/-
-/-/-
-/-/-
-/-/-
Um den Fehlereinfluss von Restverunreinigungen gegenüber dem Einfluss der
Aktivgaszumischungen gering zu halten, ist eine Argonqualität von 5.0 notwendig.
VERSUCHBEDINGUNGEN
53
Der Gehalt an Restverunreinigungen liegt hier in der Summe bei max. 0,001 %
entsprechend 1/5 der geringsten Aktivgaszumischung von 0,005 %.
Neben den fertig gemischten Sondergasen im Fall der Argon-N2-Mischgase (Fa.
AGA-Gas), werden die anderen Mischgase mit einer Gasmischanlage (Fa. MKS)
entsprechend s. Kap 5.2.1 während des Schweißens hergestellt.
5.2
Versuchseinrichtungen
5.2.1 Gasmischanlage
Zur Herstellung beliebiger mehrkomponentiger Mischgase wird eine Gasmischanlage
(Fa.
MKS
Instruments)
durchflussreglers
verwendet,
arbeitet.
Die
die
nach
dem
Prinzip
Massendurchflussmessung
des
erfolgt
Massen-
nach
dem
Hitzdrahtverfahren, wobei stufenlos arbeitende elektromagnetische Regelventile die
Stelleinrichtung der Durchflussregelung darstellen. Entsprechend der Dichte und
Wärmekapazität der jeweiligen Gaskomponente wird der Massestrom über einen
Kalibrierfaktor
durch
das
Steuergerät
MGC 147 C
in
einen
Volumenstrom
umgerechnet. Die Volumenströme der fünf für verschiedene Durchflussbereiche
kalibrierten
Gasflussregler
des
Typs 1259c
werden
in
einem
Mischer
zusammengeführt und von dort mit einem Cu-Rohr dem Gasanschluss des
Schweißbrenners zugeführt.
Tabelle 5.4 Spezifikation der Gasmischanlage
Kriterium
Wert
Skalenendwerte
Regelbereich
Genauigkeit (einschl. Nichtlinearität)
20, 200, 1.000, 5.000, 20.000 sccm1
1,5 bis 100 % vom Endwert
Auflösung (bei Messung)
Ausregelzeit
Leckrate
1,2
± 0,8 % vom Endwert
0,1 % vom Endwert
< 2 s bis auf 2 % des Sollwertes
< 1 sccm2
1 sccm (Standard Cubic Centimeter per Minute) = 1 cm3/min bezogen auf 101,3 MPa und 0°C
54
VERSUCHBEDINGUNGEN
Mit dem Vierkanal-Steuergerät MGC 147 mit einem Messfehler von ± 1 Digit werden
bis zu vier Magnetventile gleichzeitig entweder unabhängig oder im Master-SlaveBetrieb angesteuert. Durch letzteres kann ein festes Mischungsverhältnis bei
variabler Gesamt-Gasdurchflussmenge vorgegeben werden.
5.2.2 Energiequelle
Als Energiequelle wird der mikroprozessorgesteuerte, sekundärgetaktete, transistorisierte Schweißinverter Rehm RMP 450 mit Ig/Ip-Charakteristik verwendet, d. h. der
Strom wird in der Grundstrom- und in der Impulsphase konstant geregelt, Bild 5.1.
Bild 5.1
Blockschaltbild der Energiequelle RMP 450 /Reh94/
Über Einknopfbedienung wird die Schweißleistung in Abhängigkeit von der
Drahtvorschubgeschwindigkeit vDr durch die Zuordnung der Schweißparameter aus
VERSUCHBEDINGUNGEN
55
zugehörigen Datensätzen eingestellt. Die programmierbaren Schweißparameter sind
die Impulsfrequenz f, der Grund- und Impulsstrom Ig und Ip sowie die Stromanstiegs-,
Impuls- und Stromabfallzeit ta, tp und tf, Bild 5.2.
Ip
I
Ig
ta
Bild 5.2
Für
tp
tf
1/f
Zeit
Definition der Schweißparameter für das Impulsstromschweißen
verschiedene
Kombinationen
aus
Drahtwerkstoff,
-durchmesser
und
Schutzgasart werden entsprechende, vom Hersteller ermittelte Datensätze aller
Schweißparameter als vDr-abhängige Kennlinienfelder vorgegeben, oder durch
eigene Versuche in Anlehnung an DVS-Merkblatt 0933 /DVS01/ programmiert.
Zur Lichtbogenlängenregelung ist in der Energiequelle eine Leistungsregelung in
Abhängigkeit von der Lichtbogenspannung integriert, die den Arbeitspunkt im oben
beschriebenen Kennlinienfeld verschiebt. Dadurch wird in erster Linie die Frequenz f
und der Grundstrom Ig sowie in geringerem Maße der Impulsstrom Ip variiert, um die
Abschmelzleistung bei konstanter Drahtvorschubgeschwindigkeit nachzuregeln.
5.2.3 Fahrwerke
Für die mechanisierten Schweißversuche werden zwei Linearfahrwerke verwendet,
die beide mit einem auf eine Zahnstange wirkenden, geregelten Gleichstrommotor
angetrieben werden. Zur Drehzahlregelung wird in beiden Fahrwerken ein
Inkremental-Drehgeber mit einem PI-Regler verwendet. Die Schweißversuche und
Hochgeschwindigkeitsaufnahmen werden mit feststehender Spannvorrichtung und
bewegtem Brenner auf dem Fahrwerk Heiss PLS 509 S, und die spektroskopischen
Untersuchungen auf einem speziell hergestellten, transportablen Fahrwerk mit
feststehendem Brenner und bewegter Spannvorrichtung durchgeführt.
56
VERSUCHBEDINGUNGEN
5.2.4 Messdatenerfassung
Zur Beurteilung des Schweißprozesses werden folgende Messungen während der
Schweißversuche durchgeführt:
• Aufnahme der transienten, zeitlich schnellveränderlichen
prozessgrößen Schweißstrom und Schweißspannung
Schweiß-
• Messung der verschweißten Elektrodendrahtlänge und Wägung der Bleche
im unverschweißten und verschweißten Zustand zur Bestimmung der
Spritzermenge
5.2.4.1 AUFNAHME UND SPEICHERUNG DER ELEKTRISCHEN
PROZESSGRÖSSEN
Bei allen Schweißversuchen werden Transientenhalbleiterspeicher (im Weiteren als
Transientenrecorder bezeichnet) zur Registrierung und Speicherung der zeitlich
schnellveränderlichen Schweißprozessgrößen Schweißstrom und Schweißspannung
eingesetzt. Ihre Momentanwertverläufe werden im Anschluss an den Eingangsverstärker über einen 12 Bit-A/D-Wandler in zwei Transientenhalbleiterspeichern mit
jeweils vier Kanälen mit unterschiedlichen zeitlichen Abtastraten aufgezeichnet,
Dabei nehmen immer zwei Kanäle zeitgleiche Ereignisse auf, jeweils ein Kanal für
Schweißstrom und -spannung. Die Abtastrate (time base), d. h. die Zeitauflösung,
beträgt beim Recorder 1 (Kanäle 1 - 4) 50 µs, entsprechend 20 kHz, und beim
Recorder 2 (Kanäle 5 - 8) wird die Abtastrate den verschiedenen Schweißgeschwindigkeiten bei den unterschiedlichen Blechdicken so angepasst, dass der
gesamte Schweißprozess erfasst wird. Für das 1,25 mm dicke Blech beträgt die
Abtastrate 300 µs, für das 2,5 mm Blech 350 µs. Die Speichertiefe liegt bei
65.536 Werten je Kanal. Daraus ergeben sich Aufzeichnungszeiten von 3,3 s jeweils
für die Kanäle 1 - 4 und 19,7 s bzw. 22,9 s jeweils für die Kanäle 5 - 8.
Die Triggerung erfolgt durch die beim Lichtbogenzünden im Kurzschluss auftretende
positive Stromimpulsflanke. Ein Pretrigger von 12,5 % der Aufnahmefensterbreite
ermöglicht eine zeitliche Vorverlegung des Aufnahmebeginns, um den Startprozess
einschließlich der Zündung aufzunehmen.
Zur Verarbeitung und Auswertung auf einem handelsüblichen PC werden die
gespeicherten Daten über eine IEEE-488 Schnittstelle mit einer IEC-Steckkarte im
Mess-PC auf Standard-Magnetspeicher übertragen. Umgekehrt lassen sich die
Transientenrecorder auch vom PC aus vollständig mit Direktbefehlen fernbedienen.
VERSUCHBEDINGUNGEN
57
5.2.4.2 SCHWEISSSTROM
Der Schweißstrom wird über einen Stromwandler-Aufnehmer (Fa. LEM), als
Transfoshunt bezeichnet, in eine proportionale Messspannung gewandelt und dem
Differential-Vorverstärker des Transientenrecorders zugeführt. Mit dem Transfoshunt,
d. h. einem nach dem Hall-Prinzip arbeitenden elektronischen Stromwandler, können
Gleich-, Wechsel- und Impulsströme bis 600 A (kurzfristig bis 1.100 A) mit einer
Stromanstiegsgeschwindigkeit von bis zu 50 A/µs potentialfrei gemessen werden.
5.2.4.3 SCHWEISSSPANNUNG
Die Schweißspannung wird direkt zwischen dem Eingang des Brennerschlauchpakets und der Spannvorrichtung abgegriffen und dem Differential-Vorverstärker des
Transientenreorders zugeführt. Mit der geringen Länge des Schlauchpakets von ca.
400 mm wird dabei der Innenwiderstand des Stromzuführungskabels vernachlässigt.
5.2.4.4 SCHWEISSLEISTUNG UND -WIDERSTAND
Aus den Momentanwerten von Schweißstrom und -spannung werden die Leistung
und der Widerstand nach dem OHMschen Gesetz errechnet.
5.2.5 Spritzermessung
Zur Beurteilung der Schweißversuche hinsichtlich der Spritzerrate werden die Proben
vor und nach dem Schweißen auf einer elektronischen Waage (Genauigkeit ± 1 mg)
gewogen. Die verschweißte Elektrodendrahtlänge wird mit einem Drahtlängenmessgerät auf Basis eines inkrementalen Drehgebers gemessen. Der mittlere
Drahtdurchmesser wird jeweils zwischen den Schweißungen überprüft. Weiterhin
wird mit 10 m langen Drahtstücken die Längenmessung durch den inkrementalen
Drehgeber kalibriert und die längenspezifische Drahtmasse ρ [g/m] durch den
Mittelwert einer dreimaligen Wägung bestimmt.
Bei dieser Auswertung wird der Verlust durch Metallverdampfung nicht separat
berücksichtigt, d. h. dieser Verlust ist in der gemessenen Spritzermenge enthalten.
5.2.5.1 DREHGEBER
Der verwendete inkrementale Drehgeber verfügt über ein Scheibe, auf der radial
zweimal 1000 Striche zueinander versetzt angeordnet sind, wodurch 4000 Messimpulse je Umdrehung erzeugt werden. Mit einem Messschritt wird in Abhängigkeit
von der vorhandenen Mitnehmerrolle eine Auflösung von 0,25 mm erzielt. Über einen
Monitor werden die gezählten Messimpulse angezeigt.
58
VERSUCHBEDINGUNGEN
Zur Definition einer reproduzierbaren Ausgangssituation wird der Draht mit einer
Zange vor und nach dem Schweißen genau am Gasdüsenausgang abgeschnitten.
Das so anfallende Endstück wird mit einem Messschieber vermessen und in der
Drahtlängenberechnung berücksichtigt.
5.2.5.2 DURCHFÜHRUNG DER SPRITZERMESSUNG
Der
Spritzeranteil
wird
für
jede
geschweißte
Naht
mit
der
jeweiligen
Schutzgaszusammensetzung an A- und B-Probe bestimmt.
Nach dem Wiegen werden die entfetteten und - zur Beseitigung der Oxidhaut - mit
einer CrNi-Stahlbürste gebürsteten Bleche aufgespannt und geschweißt. Während
des Schweißens wird die zugeführte Drahtlänge mit dem Drehgeber aufgenommen.
Nach dem manuellen mechanischen Abschaben der Spritzer auf der Blechoberseite
mit einem scharfen Meißel werden die verschweißten Bleche gewogen und die
Spritzerrate wie folgt bestimmt:
Die abgeschmolzene Drahtlänge ergibt sich zu:
lDr = lDr,m – lEnde
mit
lDr
lDr,m
lEnde
- abgeschmolzene Drahtlänge [mm]
- gemessene Länge [mm]
- Endstücklänge [mm]
Die abgeschmolzene Drahtmasse ergibt sich zu:
mDr = ρ * (lDr / 1000)
mit
Der
mDr
ρ
- Masse des abgeschmolzenen Drahtes [g]
- längenspezifische Masse des Drahtes [g/m]
Gesamtspritzeranteil
ergibt
sich
unter
Miteinbeziehung
aller
weiteren
Materialverluste zu:
S = ((mBl + mDr – mschw) / mDr) * 100
mit
S
- Spritzeranteil pro abgeschmolzene Drahtmasse [%]
mBl
- Masse der unverschweißten Bleche [g]
mschw - Masse der geschweißten Bleche nach Spritzerentfernung [g]
Eine Abschätzung der systematischen Messfehler liefert aus der Fehlerrechnung
nach /BS90/ einen absoluten Fehler des Gesamtspritzeranteils von max. 0,2 %.
VERSUCHBEDINGUNGEN
5.3
59
Schweißversuche
5.3.1 Versuchsaufbau
In Bild 5.3 ist der Versuchsaufbau für die Schweißversuche schematisch dargestellt.
Als Brenner kommt ein handelsüblicher abgewinkelter (sog. Schwanenhals-) Brenner
in senkrechter Position zur Blechoberfläche zu Einsatz.
Drahtzusatzwerkstoff
Wasser
Gas
Drahtlängenmessgerät
Schweißenergiequelle
Us
Is
Transientenrekorder
Bild 5.3
Auswerte-PC
Versuchsaufbau für die Schweißversuche
5.3.2 Nahtvorbereitung und Oberflächenreinigung
Die Schweißnahtvorbereitung erfolgte in Anlehnung an die DIN 1912 Teil 1 bzw.
EN 22553 sowie die DVS-Merkblätter 0913 und 0933 /DVS94 u. 01/. Für die
Schweißung
als
I-Naht
ohne
Spalt
werden
die
mit
einer
Schlagschere
zugeschnittenen Bleche im Fugenbereich nicht weiter bearbeitet.
Nach dem beidseitigen Entfetten der Bleche folgt zur Entfernung der Oxidschicht ein
mechanisiertes Bürsten der Blechoberseite mit einer CrNi-Stahlbürste in einer Breite
von 30 mm von der Schweißkante. Zur Gewährleistung eines gleichmäßigen und für
alle
Versuche
gleich
bleibenden
Oxidschichtabtrags
wird
eine
spezielle,
mechanisierte Bürstvorrichtung mit einer rotierenden CrNi-Stahlbürste eingesetzt.
60
VERSUCHBEDINGUNGEN
Nach Abfegen des Oxidstaubes von der Blechoberfläche werden die beiden zu
fügenden Bleche gemeinsam gewogen. Dafür steht eine elektronische Waage
LC 1201-00MS (Fa. Sartorius) mit einer Messgenauigkeit von 1 mg zur Verfügung.
Zwischen dem Bürsten und Schweißbeginn werden die Bleche zur Bildung einer
neuen, definierten Oxidschicht (s. Kap. 3.1.1) in der Schweißspannvorrichtung
30 min an Luft gelagert.
5.3.3 Schweißversuchsdurchführung
Die Bleche werden in der Spannvorrichtung mittig ausgerichtet und mit sechs
Kniespannhebeln zwischen einer Nahtunterlage und Spannschienen jeweils aus
CrNi-Stahl gespannt. Die geringe Wärmeleitfähigkeit des austenitischen CrNi-Stahls
ermöglicht gegenüber Kupfer und auch ferritischen Stählen die schnellere und
gleichmäßigere Erzeugung eines Wärmestaus über die gesamte Schweißlänge. Der
Aufbau der Spannvorrichtung ist schematisch in Bild 5.4 dargestellt.
Bild 5.4
Spannvorrichtung mit Nahtunterlage
Vor Versuchsbeginn sowie bei jeder Änderung der Schutzgaszusammensetzung
werden die Gaszuführungsleitungen min. 30 Minuten zur Reinigung gespült, und
zwischen den Schweißversuchen in den Pausen mit geringem Gasdurchfluss
permanent.
Die
Schutzgasdüse
wird
zu
Beginn
der
Arbeiten
zur
Vermeidung
von
Spritzeranhaftungen mit einem PTFE-Spray ausgesprüht. Darüber hinaus wird vor
jedem Schweißvorgang zur Vermeidung von Turbulenzen des Schutzgasstroms die
VERSUCHBEDINGUNGEN
61
Düse mit einer Flaschenbürste sorgfältig von evtl. anhaftenden Spitzern und
Oxidniederschlägen gereinigt.
Die folgenden Schweißparameter sind in Vorversuchen ermittelt worden:
Tabelle 5.5: Schweißparameter zum MIG-Schweißen
Zusatzdrahtdurchmesser
mm
1,00
1,60
Blechdicke
mm
1,25
2,50
Schutzgasdüsendurchmesser
mm
15,0
15,0
l/min
mm
°
m/min
m/min
12,5
17,0
90
0,80
4,5
16,0
17,0
90
0,65
3,1
Schutzgasdurchflussmenge
Kontaktdüsenabstand
Brennerwinkel
Schweißgeschwindigkeit
Drahtfördergeschwindigkeit
Aus Vorversuchen geht damit hervor, dass sich unter Reinargon optisch gute
Schweißnähte ergeben, die den Anforderungen nach DIN EN 30042 für Lichtbogenschweißungen an Aluminium und seine Legierungen genügen.
Es werden für jede Variante zwei Proben hergestellt (A- und B-Blech). Beginnend bei
Reinargon wird der Aktivgasgehalt schrittweise gesteigert bis keine befriedigende
Nahtqualität mehr erzielbar ist. Anschließend wird zur Überprüfung ein weiterer Satz
von Blechen mit Reinargon hergestellt. Jeder Versuchsabschnitt, d. h. jede GasartBlechdicken-Kombination wird vollständig an einem Tag geschweißt, um klimatische
Einflüsse möglichst gering zu halten.
5.4
Mechanisch-technologische Untersuchungen
Zur Beurteilung der Schweißnahteigenschaften werden im Anschluss an die
Schweißversuche folgende Prüfungen durchgeführt /Poh90/:
a) Sichtprüfung zur Bewertung von Oxidniederschlag und Nahtschuppung
b) Metallografische Untersuchung mit der Bestimmung folgender Größen:
1.
2.
3.
4.
Einbrand, Naht- und Wurzelüberhöhung sowie deren Breite
Porosität
Schweißgutzusammensetzung
Mikrohärteprüfung
c) Zugprüfung
62
VERSUCHBEDINGUNGEN
Aus c) sowie d) wurde keine Abhängigkeit der Mikrohärte resp. der Zugfestigkeit vom
Aktivgasanteil im Schutzgas festgestellt. Daher wird auf eine Darstellung dieser
Ergebnisse verzichtet.
5.4.1 Sichtprüfung
Es werden Menge, Farbe und Struktur des Oxidniederschlags bewertet. Dabei erfolgt
eine separate Bewertung des Niederschlags neben dem Bereich der kathodischen
Reinigung und auf der Oberfläche der Schweißnaht. Die Nahtschuppung wird
qualitativ in Anlehnung an DIN EN 30042 bewertet.
5.4.2 Metallografische Untersuchung
Hierfür werden aus dem vorderen und hinteren Drittel der Schweißprobe jeweils zwei
22 x 22 mm große Proben entnommen und eingebettet in einem Probenhalter
maschinell geschliffen und bis 0,25 µm poliert. Es folgt eine Luftätzung durch eine
min. 24-stündige Lagerung unter Atmosphäreneinfluss. Durch diese Ätzung wird die
Grenze zwischen Schmelze und WEZ deutlich erkennbar, ohne dass im Gefüge
einzelne Gefügeanteile zu dunkel und damit von Poren schwer unterscheidbar sind.
5.4.2.1 EINBRAND
Die Beurteilung der Nahtform erfolgt an drei Stellen - an den beiden Querschliffen
und in der Mitte der Schweißprobe - für jeweils beide Probenreihen. Aus diesen
Werten wird der dargestellte Mittelwert gebildet. Relevante Größen sind, s. Bild 5.5:
-
die Gesamthöhe der Naht hG
-
die Nahtüberhöhung hN und die Nahtbreite bN
-
die Wurzelüberhöhung hW und die Wurzelbreite bW
5.4.2.2 POROSITÄT
Die
Ermittlung
der
Porosität
erfolgt
quantitativ
unter
Verwendung
der
Bildbearbeitungssoftware IMAGE P2 (Fa. H&K) am Querschliff der geschweißten
Proben. Der Porenanteil stellt den prozentualen Anteil der Porenfläche an der
gesamten Schweißnahtfläche dar.
Die Schweißnaht-Flächenbestimmung erfolgt ebenfalls an den geätzten Schliffen
durch eine manuelle Umgrenzung des Schweißguts mit einer „Gummibandlinie“.
Die Flächenbestimmung der Poren wird an digitalisierten Makroaufnahmen der
polierten und geätzten Proben vorgenommen. Dazu werden die Proben mit einer
CCD-Kamera digitalisiert aufgenommen und in der Bildbearbeitungssoftware
VERSUCHBEDINGUNGEN
63
ausgewertet. Durch eine Längen-Kalibrierung mit einem Längenmaßstab werden die
Längendaten direkt ausgeben. Die auf den Bildern sich schwarz abhebenden Poren
werden mit Hilfe der Bildbearbeitungssoftware durch Hell-Dunkelkontrast automatisiert identifiziert und deren Flächen errechnet.
Zur besseren statistischen Absicherung werden jeweils drei Schliffe in je mind. 5 mm
Abstand hergestellt und der arithmetische Mittelwert der drei Porenmessungen
gebildet, jeweils für die Probenreihen A und B.
5.4.2.3 SCHWEISSGUTZUSAMMENSETZUNG
Die polierten Schliffe werden vor der Untersuchung mit Kohlenstoff bedampft, um die
störende elektrostatische Aufladung der Einbettmasse durch den Elektronenstrahl
bei der REM-Untersuchung zu verhindern.
In Vorversuchen stellt sich heraus, dass die mittlere Schweißgutzusammensetzung
der des Grundwerkstoffs entspricht und keine Änderung in Abhängigkeit vom
Aktivgasgehalt festgestellt werden konnte. Doch schwankt die Schweißgutzusammensetzung im Randbereich der Schweißnahtoberseite zum einen abhängig
vom Abstand von der Nahtmitte und zum anderen auch abhängig vom
Aktivgasgehalt.
b
b
a
b
c
b
a
b
c
Bild 5.5
Positionen der Messungen der Schweißgutzusammensetzung mit
REM/EDA
Daher werden die Schweißgutzusammensetzung quantitativ an verschiedenen
Stellen im Querschliff mit der energiedispersiven Röntengenanalyse (EDA) am REM
in einer integralen Flächenanalyse bestimmt, Bild 5.5. Im Vordergrund steht dabei die
Überprüfung des Einflusses von Art und Menge des Aktivgasanteiles auf die
Konzentration und Verteilung des Magnesiums im Gefüge. Die EDA-Messungen
64
VERSUCHBEDINGUNGEN
erfolgen in einem Fenster nahe der Schweißnahtoberseite mit einem Abstand von
ca. 5 µm zum Rand, um Oberflächeneffekte auszuschließen. Zusätzlich wird für jede
Probenreihe je einmal die Zusammensetzung des unbeeinflussten Grundwerkstoffs
gemessen.
Die quantitative Analyse basiert auf den Intensitäten der charakteristischen Linien.
Sie erfordert Kalibrierstandards, die für diese Untersuchung für die im Werkstoff
enthaltenen Elemente Al, Mg und Mn aufgenommen wurden /Poh90/.
Auf die Messung der Aktivgasgehalte im Schweißgut wird nach Vorversuchen
verzichtet, da die sehr geringen Anteile weit unterhalb der Nachweisgrenze dieser
Methode liegen.
5.4.2.4 MIKROHÄRTEPRÜFUNG NACH VICKERS
Die Mikrohärtemessung HV 0,05 erfolgte in Anlehnung an DIN 50133 bzw.
ISO 6507-3 im Mikrobereich (Fa. Leica). Mit HV 0,05 wurde eine Prüfkraft von 0,49 N
in einer Einwirkdauer von 15 s aufgebracht. Die Messungen wurden an den
Querschliffen der Schweißproben in Blechmitte quer zur Schweißnaht in Abständen
von 0,4 mm bzw. in der WEZ bis zur Schmelzlinie mit 0,2 mm vorgenommen.
Bei keiner Aktivgasart konnte ein Zusammenhang zwischen Aktivgasanteil und
Mikrohärte festgestellt werden. Daher wird die Mikrohärteuntersuchung im weiteren
Verlauf nicht berücksichtigt.
5.4.3 Zugprüfung
Die Zugprüfung wurde mit der Flachzugprobe 1 in Anlehnung an DIN 50123 im
Zugversuch nach DIN 50125 bzw. DIN EN 10002 durchgeführt (Fa. Wolpert). Dafür
wurde eine Schulterprobe mit und ohne Schweißnahtabfräsung mit den Maßen
230 x 30 mm mit einer Probenbreite von 20 mm verwendet und bei einer
Einspannlänge von 120 mm bei 5 mm/min Querhauptabzugsgeschwindigkeit geprüft.
Bei keiner Aktivgasart konnte ein Zusammenhang zwischen Aktivgasanteil und
Zugfestigkeit festgestellt werden. Daher wird die Zugprüfung im weiteren Verlauf
nicht berücksichtigt.
VERSUCHBEDINGUNGEN
5.5
65
Hochgeschwindigkeitskinematografie
Für die Untersuchung des Aktivgaseinflusses auf den Werkstoffübergang wird eine
Hochgeschwindigkeits-Rotationsprismenkamera mit elektronischer Geschwindigkeitsregelung verwendet, die Bildfrequenzen von bis 8000 Bildern/s im geregelten
und bis 12000 Bildern/s im ungeregelten Betrieb ermöglicht. Mit der nach
Vorversuchen gewählten Bildfrequenz von 5000 Bildern/s (einer 200fachen
Zeitdehnung bei 24 Bildern/s Abspielgeschwindigkeit entsprechend) wird zum einen
eine statistische Auswertung von mind. 50 Perioden bei den vorgegebenen 60 m
Filmlänge ermöglicht. Zum anderen wird eine ausreichende Auflösung von ca.
25 Bildern in der Impulsphase erzielt, um den Werkstoffübergang einschließlich der
Entstehung von Spritzern und platzenden Tropfen charakterisieren zu können.
Mit der um einen Winkel von ca. 5° auf die Blechoberfläche geneigten Kameraausrichtung wird lateral quer zur Schweißrichtung („side on“) der Lichtbogen, die
Tropfenbildung und -ablösung und auch das Schmelzbad aufgenommen, um die
Schmelzbadbewegungen und das Eintauchen des Tropfens in das Schmelzbad
bewerten zu können, Bild 5.6.
UV-Filter und
Konversionsfilter
HochgeschwindigkeitsKamera
Bild 5.6
Streuscheibe
Kaltlichtlampe mit Linse
fokussierbar
Aufnahmetechnik für Hochgeschwindigkeitsaufnahmen
Zur Sichtbarmachung der Vorgänge im Lichtbogen wird mit fokussiertem Gegenlicht
einer 400 W-Kaltlichtquelle gearbeitet, und zur Verstärkung der Tiefenwirkung wird
ein zusätzliches Auflicht durch sechs 150 W-Fotolampen erzeugt. Die UV-Strahlung
66
VERSUCHBEDINGUNGEN
wird durch einen UV-Filter gefiltert bzw. mit dem zusätzlichen Konversionsfilter an
den Farbtemperaturbereich des S/W-Filmes angepasst, Tabelle 5.6.
Tabelle 5.6 Geräte und Versuchsparameter für die Hochgeschwindigkeitsaufnahmen
Gerät, Aufbau
technische Daten, Versuchsparameter
Kameratyp
Objektiv
Filmmaterial
Aufnahmebildfrequenz
Filter
Beleuchtung
Hochgeschw.-Rotationsprisma (Hycan 120m)
1 : 2, f = 12 mm ... 100 mm (Kern Varia Zwiter)
16 mm, s/w, 20 DIN (Kodak RAR 2496)
5000 Bilder/s
UV-Filter und Konversionsfilter vor Objektiv
Im Gegenlicht eine fokussierende Kaltlichtleuchte
mit 3·106 Lux/cm2 (400 W), Milchglas-Diffusor vor
dem Lichtbogen, als Auflicht zusätzlich 6 Fotolampen á 150 W
quer zur Schweißnaht, 5° zur Horizontalen
Ausrichtung
5.5.2 Versuchsdurchführung
Die Schweißparameter und -bedingungen entsprechen denen der Schweißversuche
mit folgenden Ausnahmen:
1. Auftragsnaht statt Stumpfnaht mit I-Stoß
2. spezielle schmalere und erhöhte Spannvorrichtung für eine bessere
Zugänglichkeit, damit eine Probenbreite von ca. 100 mm statt 250 mm
Gesamtbreite der Schweißproben
3. Schweißnahtlänge ca. 250 mm statt 500 mm (ca. 20 mm nach Zündung
liegt ein quasistationärer Prozess vor)
Die Aufnahme erfolgt etwa im letzten Drittel einer 250 mm langen Auftragschweißnaht durch manuelles Auslösen der Kamera.
Die Auswertung der Filme erfolgt durch:
a) Messung der Lichtbogenlänge in immer gleicher Position am Ende der
Grundstromphase unmittelbar vor der Impulsanstiegsflanke
b) Statistische Analyse des Werkstoffübergangs hinsichtlich des Auftretens und der
Entstehung von
• Spritzern
• platzenden Tropfen
VERSUCHBEDINGUNGEN
5.6
67
Spektroskopie
Die Spektroskopie stellt das wichtigste Diagnostikwerkzeug zur räumlich aufgelösten
Messung der vom Lichtbogen abgestrahlten Strahlung dar. Hiermit wird es bei
lateraler Aufnahme quer zum Lichtbogen („side on“) möglich, relative und absolute,
räumlich und spektral aufgelöste Flächenstrahldichten zu messen, die als Grundlage
zur Berechnung radialer und auch axialer Temperaturprofile dienen. Darüber hinaus
wird
durch
Anwendung
verschiedener
analytischer
Methoden
auf
Basis
plasmaphysikalischer Zusammenhänge die Dichteverteilung aller im Lichtbogen
vorhandenen Spezies bestimmt. So erhält man - zumindest relativ - durch Vergleich
eine
Aussage
über
den
Metalldampfanteil
in
Abhängigkeit
von
der
Schutzgaszusammensetzung.
Als unterstützendes Werkzeug wird hierfür ein 3-Elemente-LTG-Modell zur
temperaturabhängigen Zuordnung aller plasmaphysikalischen Kennwerte verwendet,
/WM98/, um durch den Vergleich zwischen gemessenen und berechneten Werten
die Gültigkeit der Vorraussetzungen prüfen zu können.
In der Auswertung wird ausschließlich Linienstrahlung und keine Kontinuumsstrahlung betrachtet, da für letzteres die notwendigen physikalischen Konstanten der
beteiligten Elemente zum großen Teil unbekannt sind.
Analog zu den Hochgeschwindigkeitsfilmaufnahmen wird bei den spektroskopischen
Untersuchungen ein nahezu gleicher Aufbau verwendet. Das Blech wird mit Hilfe
eines transportablen Fahrwerks unter dem feststehenden Brenner hindurchgeführt
und der Lichtbogen ebenfalls lateral (side on) durch eine spezielles optisches
Faserkabel auf den Eintrittsspalt des Polychromator abgebildet, Bilder des Aufbaus
s. Anhang Kap. 8.3 ). Das bildgebende faseroptische Kabel wandelt die mit
30 Fasern je Achse kreuzweise am Fasereintritt aufgenommene 2-dimensionale
Information in zwei in gleicher Ebene übereinander liegende 1-dimensionale Signale
am Faseraustritt um, Bild 5.9. Dadurch wird es möglich, vom Lichtbogen das radiale
und das axiale Linienprofil gleichzeitig spektroskopisch aufzunehmen.
Somit wird die vom Lichtbogen emittierte Strahlung durch den spektroskopischen
Aufbau wie folgt verarbeitet:
1. Abbildung
des
Lichtbogens
mit
einer
Kreuzeintrittsspalt des Quarzfaserkabels
Quarzlinse
(f = 100 mm)
auf
den
68
VERSUCHBEDINGUNGEN
2. Konvertierung des 2-dimensionalen Licht-Eingangssignals im Quarzfaserkabel in
zwei übereinander liegende 1-dimensionale Signale am Ausgang
3. Abbildung der 1-dimensionalen Signale (jeweils zur Hälfte radial und axial) mit
einer weiteren Quarzlinse (f = 75,8 mm) auf den Eintrittsspalt am Polychromator.
Die Justage der gesamten Abbildungsoptik auf der Eintrittsspaltseite zum
Lichtbogen wird über einen rückseitig in den Austrittsspalt einkoppelbaren Laser
vorgenommen.
4. Spektrale Zerlegung im Polychromators (Czerny-Turner-Prinzip) durch drei Gitter
unterschiedlicher Auflösung, Bild 5.7
Bild 5.7
Prinzipieller Aufbau des Czerny-Turner Polychromator, (ACTON
RESEARCH CORP.)
5. Aufnahme mit einer ICCD-Kamera (intensivierte CCD, d.h. gekoppelt mit einem
Bildverstärker).
Belichtungssteuerung
durch
elektronischen
Bildverstärker
bestehend aus Photokathode, Mikrokanalplatte (MCP, Micro-Channel-Plate) und
Phosphorschirm,
sowie
optische
Kopplung
zum
CCD-Sensor
mit
einer
fiberoptischen Platte (Taper) (d. h. ein Quarzfaserbündel-gekoppelter Bildverstärker mit elektronischem Verschluss), Bild 5.8.
6. Aufnahme mit einem CCD-Sensor; in der vertikalen Achse mit der Auflösung von
256 Pixeln für die Ortsvariable x (halbiert in einen radialen und einen axialen
Anteil) und in der horizontalen Achse die spektral aufgespreizte Wellenlänge λ mit
1024 Pixeln
VERSUCHBEDINGUNGEN
69
Zur vollen Ausnutzung des CCD-Arrays wird der Abbildungsmaßstab durch die
Linsenoptik auf der Eingangsseite auf ein Verkleinerungsverhältnis von 1,6 : 1
justiert. Die Halterung (im folgenden mit „Wiege“ bezeichnet) für die Quarzlinse dient
gleichzeitig auch zur Befestigung des Quarzfaserkabels und zur Ausrichtung des
optischen Eingangs auf den Lichtbogen. Dafür sind alle drei Linear- und
Rotationsachsen justierbar. Mit Hilfe eines vom rückseitigen Ausgang am
Polychromator eingespiegelten Lasers wird die optische Achse justiert und die Wiege
mittig zum Lichtbogen ausgerichtet.
Bild 5.8
Prinzipskizze des Bildverstärkers in der intensivierten ICCD-Kamera
Der prinzipielle Gesamtaufbau für die spektroskopischen Untersuchungen und die
technischen Gerätedaten sind in Tabelle 5.7 und Bild 5.9 dargestellt.
Tabelle 5.7 Technische Daten der spektroskopischen Geräte
Gerät
Hersteller, technische Daten
Polychromator
Spectra Pro SP - 500 mit f = 500 mm (Acton Research),
Bauart des optischen Systems nach Czerny-Turner
Kamera
ICCD-Array mit 1024 x 256 Pixeln (λ x Ort) (Princeton
Instruments), Spektralbereich 180 nm bis 1080 nm
300, 1800 und 1800 holografisch, [Linien/mm]
Gitter
Faserkabel
Abbildungsmaßstab
je 30 Quarzfasern axial und radial, ∅ 100 µm, Polyimidbeschichtet, Anordnung „Kreuz auf Zeile“
1,6 : 1
70
VERSUCHBEDINGUNGEN
5.6.2 Justage der Eingangsoptik
Die Überprüfung der Justage erfolgt vor jedem Schweißversuch. Dabei ist in axialer
Richtung
die
Ausrichtung
immer
durch
den
Lichtbogenfußpunkt
auf
der
Blechoberfläche festgelegt. Dieser wird mit Hilfe eines rückseitig in den
Polychromator eingekoppelten Justage-Lasers und einer Mattglasscheibe in der
Mittelebene des Lichtbogens so ausgerichtet, dass der Lichtbogen samt Fußpunkten
vollständig abgebildet wird.
Quarzlinse,
f = 100 mm
Flansch mit
Kreuzeintrittsspalt
radial axial
Quarzfaserk
ab
el
Wiege mit
Eingangsoptik
Quarzlinse,
f = 75,8 mm
Spektroskop
Bauart:
Czerny-Turner
f = 500 mm
CCD-Kamera
mit MCP
Bild 5.9
radial
axial
Eintrittsspalt,
justierbar
Flansch mit
Austrittsspalt
Aufnahmetechnik für die Emissions-Spektroskopie
Die in dieser Arbeit gemessenen Lichtbogenlängen betragen 3,2 bis 4,9 mm bei den
1,0 mm dicken Drähten respektive 5,2 bis 6,1 mm bei den 1,6 mm dicken Drähten.
Zur Vergleichbarkeit der spektroskopischen Messungen wird eine definierte Position
der Höhe der radialen Schnitte über der werkstückseitigen Schmelze wie folgt
justiert:
vertikale Ausrichtung
Aus der in den Faseradapterflanschen festen Zuordnung der Fasern für den
Radialschnitt zu denen für den Axialschnitt folgt, dass der vertikale Abstand des
Radialschnittes zur Schmelzbadoberfläche in jeder Aufnahme vermessen werden
VERSUCHBEDINGUNGEN
71
kann. Somit wird die Ausrichtung des faseroptischen Eingangs zum Lichtbogen
mittels der Position des Axialschnittes durch einen ausgeprägten Intensitätsabfall an
beiden fußpunktseitigen Enden überprüfbar.
Zur Kontrolle wird nach jeder Messung in der Aufnahme der Abstand der Flanke an
der kathodenseitigen Schmelzbadoberfläche vermessen. Er wird für die Untersuchungen konstant auf 3,0 mm über der Blechoberfläche gehalten, entsprechend
etwa 2,0 mm über der Schmelzbadoberfläche. Somit ist sichergestellt, dass die
radialen Intensitätsmessungen in immer der gleichen Höhe über dem Werkstück
erfolgen.
horizontale Ausrichtung
Die Mittelfaser des gekreuzten Faserkabels ist in den Axialverlauf integriert worden,
so dass in der Radialmessung die mittlere Faser fehlt - sie existiert nur einmal. Da
die benachbarten Fasern dadurch nicht die Streulichtanteile dieser Mittelfaser
erhalten, ist die Intensität dieser beiden zur mittleren benachbarten Fasern geringer,
als wenn die Mittelfaser vorhanden wäre. Dieses wiederum verursacht ein deutlich
erkennbares Intensitätsminimum in der radialen optischen Mitte bei eintrittsseitig
gleichmäßig verteilter und konstanter Lichtintensität. Mit Hilfe dieses Minimums wird
die zum Lichtbogen mittige Ausrichtung der Wiege so vorgenommen, dass das
gemessene linke und rechte Radial-Intensitätsprofil symmetrisch erscheint. Diese
Symmetrie der mittigen Ausrichtung wird bei allen aufgenommenen Spektren
jederzeit überprüft.
Weiterhin wird die Fokussierung anhand des aufgenommen Bildes - bei Gitter in
Spiegelstellung - mit einer handelsüblichen gewendelten Halogenlampe, die auf eine
Mattglasscheibe projiziert wird, überprüft und ggf. über den Abstand der Wiege zur
Lichtbogenposition korrigiert.
5.6.3 Triggerregime
Die
Schweißungen
werden
unter
gleichen
Bedingungen
wie
bei
den
hochgeschwindigkeitskinematographischen Untersuchungen als Auftragschweißung
ausgeführt. Weiterhin wird die Wiege mit einem Winkel von ebenfalls 5° zur
Blechoberfläche lateral quer zur Schweißrichtung („side on“) auf den Lichtbogen
ausgerichtet. Bedingt durch die Breite der in die Spannschiene eingefrästen Nut ist
eine
max.
Aufnahmezeit
von
ca.
2s
bei
den
vorgegebenen
Schweiß-
72
VERSUCHBEDINGUNGEN
geschwindigkeiten möglich, in der der Lichtbogen uneingeschränkt in dieser Position
sichtbar ist.
Der Starttrigger erfolgt durch einen Metalldetektor, der auf eine Kante der
Spannvorrichtung ausgerichtet ist. Das folgende Triggerregime wird über die
Triggerfunktion eines Oszilloskopen gesteuert, Bild 5.10.
Die Triggerung erfolgt in der Stromanstiegsflanke bei einem Schwellwert von 1,7 V entsprechend einem Strom Is = 170 A - und einem Triggerdelay (Verzögerung) von
0,8 ms, um zum einen weit genug in der Impulshochstromphase und zum anderen
noch weit vor der Tropfenformung bzw. -ablösung die Aufnahme auszuführen. In
Voruntersuchungen mit der Hochgeschwindigkeitskinematographie wurde für die
verwendeten Schweißparameter nachgewiesen, dass die Tropfenablösung in der
nach dem Ende der Impulshochstromphase fallenden Stromflanke etwa in der
unteren Hälfte der Phase tf erfolgt und somit eine Störung hierdurch ausgeschlossen
ist.
Aufnahme
Trigger
Ip
Is
Ig
ta
tp
tf
Zeit
Triggerdelay
Bild 5.10 Triggerregime für die spektroskopischen Strahldichtemessungen
Zur besseren statistischen Absicherung werden pro Messung die Aufnahmen in
10 Impulshochstromphasen addierend mit einem Abstand von jeweils 9 Impulsen
aufgenommen und jede Messung mehrmals wiederholt. Dadurch zeigte sich in
Vorversuchen bei 10 Messungen unter unveränderten Versuchsbedingungen eine
Standardabweichung der maximalen Strahldichte in der Axialverteilung von < 5 %.
Die Belichtungssteuerung erfolgt über die Variation der Aufnahmezeit, um eine
möglichst gute Aussteuerung des CCD-Arrays mit 16 Bit-Auflösung ohne eine
Übersteuerung zu erhalten. Die Aufnahmezeiten liegen zwischen 100 ns und 300 µs.
VERSUCHBEDINGUNGEN
73
Zusätzlich werden neben der vollständigen Aufzeichnung der Triggersignale auch die
elektrischen Momentanwerte von Schweißstrom und Schweißspannung mit einem
Transientenrecorder aufgezeichnet und gespeichert, um einen Nachweis für einen
fehlerfreien Prozess während der Aufnahme zu erhalten.
5.6.4 Kalibrierung
5.6.4.1 LÄNGENKALIBRIERUNG
Neben der Kenntnis des optischen Abbildungsmaßstabs ist der gemessene
Längenkalibrierfaktor notwendig, um die auf dem CCD-Chip streifenförmig
aufgenommene Information der Spektren in der Ortsachse hinsichtlich der Länge
kalibrieren zu können. Hierfür werden verschiedene Lochblenden (∅ 2, 3, 5, 6 und
9 mm
Nennmaß
mit
± 0,001 mm
auf
bekannten
Lochdurchmessern)
bei
Gegenlichtbeleuchtung aufgenommen. Damit wird folgender Längenkalibrierfaktor
bestimmt:
Kl = 0,0869 mm/Streifen
Dieser Faktor wird bei der grafischen Auswertung der Spektren entsprechend
zugeordnet.
5.6.4.2 WELLENLÄNGENKALIBRIERUNG
Die
Wellenlängenkalibrierung
erfolgt
durch
die
Aufnahme
der
emittierten
Linienstrahlung von Quecksilber- und Cadmium-Niederdruckspektralampen für die
verwendeten Gitter in allen Gitterstellungen. Mit den aus /NIS98, SAI55/
entnommenen Linienwellenlängen - max. 3 Linien/Gitterstellung bzw. Spektralbereich – werden die Spektren im Rahmen der Bildbearbeitungssoftware WINSPEC
kalibriert.
5.6.4.3 ABSOLUTE INTENSITÄTSKALIBRIERUNG
Da die spektrale Empfindlichkeit des gesamten Systems von den Apparateprofilen
aller Komponenten – wie Quarzlinsen, Quarzfaserkabel, Polychromator und auch
MCP mit CCD-Kamera - abhängt, ist es nur über die Kalibrierung mit Normalstrahlern
möglich, das Gesamtapparateprofil mit der absoluten Spektralintensitätsmessung zu
berücksichtigen. Dafür werden Planck´sche Normalsstrahler mit ihrem unter definierten Bedingungen aufgenommenen, bekannten Strahldichteprofilen für eine zugeordnete Temperatur verwendet. Durch Aufnahme des Normalstrahler-Strahldichteprofils mit dem vorhandenen Versuchsaufbau wird eine Zuordnung der gemessenen
74
VERSUCHBEDINGUNGEN
Strahldichten als f (λ) zur realen Strahldichte des Messobjekts und damit die
Kalibrierung des Gesamtapparateprofils sowie eine absolute Messung ermöglicht.
Die Intensitätskalibrierung wird für alle Gitter mit den verwendeten Gitterstellungen
unter identischen Triggerbedingungen, aber angepasster Aufnahmezeit durchgeführt.
Als Normalstrahler werden in dieser Arbeit folgende zwei Lichtquellen verwendet:
a) Wolframbandlampe (WI 17G, Fa. OSRAM) mit bekanntem, durch die PTB
geeichten spektralem Strahldichteprofil im sichtbaren Bereich ab ca.
300 nm bis ca. 900 nm (Schwarze Temperatur: 2.600 K), Bild 5.11.
b) Xenon-Blitz-Normalstrahler (NS 12000) mit der Planck´schen KontinuumStrahlungscharakteristik eines schwarzen Körpers bei 12000 K für den UVBereich ab ca. 200 nm bis ca. 400 nm, /GR75, GR84/.
-3
-1
spektrale Strahldichte [10E9 W*m *sr ]
140
120
100
80
60
40
20
Wolfram-Bandlampe Nr. 330
Amtl. Kennzeichen: 3004 PTB 94
0
-20
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
Wellenlänge λ [nm]
Bild 5.11 Geprüfte spektrale Strahldichteverteilung der Wolfram-Bandlampe zur
absoluten Intensitätskalibrierung, Stromstärke I = 13,180 A, Schwarze
Temperatur nach Herstellerangabe T = 2.600 K
VERSUCHBEDINGUNGEN
75
5.6.5 Versuchsdurchführung
Die Schweißparameter und -bedingungen entsprechen denen der Schweißversuche
mit den gleichen Ausnahmen wie bei Hochgeschwindigkeitsaufnahmen:
1. Auftragsnaht statt Stumpfnaht mit I-Stoß
2. spezielle schmalere und erhöhte Spannvorrichtung, d. h. Probenbreite von
ca. 100 mm statt 250 mm Gesamtbreite der Schweißproben
3. Schweißnahtlänge ca. 250 mm statt 500 mm, (auch hier nach ca. 20 mm
das thermisches Gleichgewicht im Blech sichergestellt)
Zur Minimierung der Blaswirkung wird eine geteilte und zur Spannvorrichtung
symmetrische Stromrückführung verwendet. Dadurch stellt sich ein Lichtbogen ein,
der achssymmetrisch und senkrecht zur Blechoberfläche existiert. Darüber hinaus
wird eine Abschirmung um die gesamte Schweißvorrichtung vorgesehen, damit zum
einen kein Streulicht auf den optischen Eingang am Polychromator fällt, und zum
anderen eine vollständige Metalldampf- und Rauchabsaugung sichergestellt ist.
Die spektroskopischen Aufnahmen werden etwa im letzten Drittel einer 250 mm
langen Auftragschweißnaht gemacht. Nach jeder Aufnahme wird die axiale Position
und die Radialsymmetrie im aufgenommenen Spektrum überprüft und ggf. nach
korrigierter Justage wiederholt. Darüber hinaus wird für jede Variante mindestens
eine zweite Aufnahme unter unveränderten Bedingungen erstellt.
76
VERSUCHSAUSWERTUNG
6 VERSUCHSAUSWERTUNG
Zur
Quantifizierung
der
mechanisch-technologischen
Eigenschaften
des
Schweißguts sind aus experimentellen Vorversuchen charakteristische Kennwerte
ermittelt worden. Im folgenden Kap. 6.1 wird lediglich auf die Kennwerte
eingegangen, die eine Abhängigkeit vom Aktivgasanteil aufweisen.
Der Aktivgasanteil im Schutzgas Argon wird für die mechanisch-technologischen
Untersuchungen in einem weiten Bereich von 0,005 % (50 vpm) bis max. 2 %
feingestuft variiert, während für die Untersuchungen mit der Hochgeschwindigkeitskinematogafie und der Emissions-Spektroskopie neben Reinargon wegen des hohen
Aufwands ausschließlich ein Aktivgasgehalt von jeweils 0,1 % untersucht wird.
6.1
Mechanisch-technologische Auswertung
Mit den unter Kap. 5.5.3 dargestellten Schweißparametern werden in den
Schweißversuchen die Aktivgasanteile fein gestuft zugemischt. Die graphische
Darstellung und Diskussion der Ergebnisse erfolgt daher im Folgenden in
Abhängigkeit vom Aktivgasanteil. Zur Quantifizierung werden die Ergebnisse als
relative Änderung der Kennwerte X auf die für Reinargon gemessene Werte
bezogen:
X rel =
X Aktivgas
X Reinargon
⋅ 100%
(1)
6.1.1 Niederschlag auf der Werkstückoberseite
Die Niederschlagsbildung wird unmittelbar nach Beendigung der Schweißung durch
eine Sichtprüfung hinsichtlich Menge, Farbe und Struktur des Niederschlags
bewertet, Bild 6.1.
Bei allen Proben tritt ein dunkelbrauner bis schwarzer Niederschlag auf der
Werkstückoberseite auf. Dieser erstreckt sich von der metallisch blanken
Nahtoberfläche ausgehend in einem Streifen bis unmittelbar neben der Naht mit etwa
doppelter Nahtbreite zu beiden Seiten.
Ausgehend von einer blanken Nahtoberseite bei Argon nimmt der schwärzlich
braune Niederschlag mit der Aktivgaszumischung in diesem Bereich zu, während die
Breite dieser Bereiche neben der Schweißnaht schmaler wird. Insbesondere bei den
VERSUCHSAUSWERTUNG
77
mit Stickstoffanteil geschweißten Proben tritt ein verstärkter dunkler Niederschlag auf
der Nahtoberfläche in Verbindung mit ausgeprägter Schuppung auf, Bild 6.1 Mitte.
Der ungleichmäßige Niederschlag auf der Nahtoberfläche verstärkt diesen Eindruck.
Argon
Argon + 0,1 % N2
Argon + 0,1 % O2
a
b
Bild 6.1
Nahtoberseite mit Metalloxidniederschlag, EN AW-5182 mit R-5356,
Blechdicke/Drahtdurchmesser: a. 1,25/1,0 mm; b. 2,5/1,6 mm
Bei den mit Sauerstoffanteil geschweißten 1,25 mm dicken Proben tritt bei geringer
Nahtschuppung
ein
gleichmäßiger
dunkelbräunlicher
Niederschlag
auf
der
Nahtoberseite auf, der bei den 2,5 mm dicken Blechen stärker ist. Auch neben der
Schweißraupe ist der Niederschlag verglichen mit Argon und stickstoffhaltigem
Schutzgas ausgeprägter und gleichmäßig schwarz. Die Breite des metallisch
glänzenden Bereiches auf der Schweißraupe sowie links und rechts daneben nimmt
mit dem Aktivgasanteil von N2 und O2 ab, und der deutlich abgegrenzte Übergang
zwischen Bereich mit dem Niederschlag und dem blanken Bereich neben der Naht
wird ungleichmäßiger.
Aufgrund seiner geringen Schichtdicke werden Messungen des Niederschlags auf
der Blechoberfläche wegen der Elektronen-Eindringtiefe durch den Einfluss des
Untergrunds, d. h. der Grundwerkstoffzusammensetzung, gestört. Eine störungsfreie
Messung wird mit einem sekantial durch den Niederschlag auf einem Spritzer ausgerichteten Elektronenstrahl möglich. Aus der EDS-Analyse des dunklen und in dem
REM-Bild der Rückstreuelektronen, Bild 6.2, hell erscheinenden Niederschlags geht
hervor, dass dessen Zusammensetzung (Massen-%) neben Aluminium aus etwa
78
VERSUCHSAUSWERTUNG
50 % - 60 % Sauerstoff und 40 % - 30 % Magnesium besteht, Bild 6.3. Es ist damit
davon auszugehen, dass sich der Niederschlag vorrangig aus Magnesium und
Magnesiumoxiden, wie z. B. MgO, zusammensetzt und nur in geringem Maße aus
Aluminium und Aluminiumoxiden.
Messfenster
Bild 6.2
REM-Aufnahme (Rückstreuelektronen) des Metalloxidniederschlags auf
einem Spritzer neben der Schweißnaht, links 600 x, rechts 2.000 x
Das Magnesiumoxid MgO wird auch als Periklas bezeichnet und tritt je nach
Herstellungsbedingungen mit unterschiedlicher Färbung auf, weiß, grau, gelb bis
braun oder schwarz, wobei auch die Schichtdicke bestimmend ist /Rud00/.
Dieser dunkelbraune bis schwarze Niederschlag tritt bei AlMg-Legierungen im
Vergleich zu anderen Aluminium-Legierungen verstärkt auf. Die Ursache liegt in dem
gegenüber anderen Legierungselementen hohen Dampfdruck bzw. geringen
Siedepunkt des Magnesiums von 1380 K. Dadurch wird der Siedepunkt der
Legierung gegenüber Reinaluminium herabgesetzt, wobei z. B. ein Legierungsanteil
von 2 % Mg im Aluminium zu einer Absenkung des Siedepunktes von 2740 K auf
etwa 1700 K führt /DAE86, Sch85/, vgl. Kap. 5.1.1. Nach /Con59/ erfüllt der
Magnesium-Metalldampf das gesamte Plasma, wodurch im Gegensatz zu einem
metalldampffreien Argonbogen ein stärker linsenförmiger Einbrand entsteht.
Überwiegend verdampft Magnesium an der Drahtelektroden- und an der Tropfenoberfläche, während die Verdampfung an der Schmelzbadoberfläche gering ist.
Dieser Mg-Dampf strömt im Lichtbogen zum kalten Werkstück und kondensiert auf
VERSUCHSAUSWERTUNG
79
der Oberfläche, oder er tritt aus dem Bogenplasma und dem Schutzgasstrom heraus,
oxidiert außerhalb der Schutzgasatmosphäre und schlägt sich schließlich als dunkler
Niederschlag auf der Werkstückoberfläche nieder oder steigt teilweise auch als
Rauch auf.
Magnesium
2000
B
C
Aluminium
1000
Sauerstoff
1500
Kohlenstoff
Relative Anzahl der Rückstreuelektronen
2500
500
0
0
50
100
150
200
250
Energie [eV]
Bild 6.3
Energiespektrale Verteilung aus der EDS-Analyse des im Bild 6.2
dargestellten Bereichs des Metalloxidniederschlags (fixiert auf einem
Klebfilmsubstrat)
Nach USHIO bestehen die beim Schweißen von AlMg-Legierungen entstehenden
Rauche hauptsächlich aus MgO, Al2O3 bzw. Al-Dampf /UHTTM94/. Insbesondere tritt
bei dem verwendeten Drahtwerkstoff A5356 (vergleichbar mit R-5356) eine viel
stärkere Rauchentwicklung auf als bei Reinaluminium, die auf MagnesiumVerdampfung am Tropfen zurückgeführt wird.
Die Nahtschuppung wird mit zunehmendem Aktivgasgehalt ab etwa 0,07 % bis
0,10 % Aktivgasanteil feiner und weist eine glattere aber unregelmäßigere
Oberflächenstruktur auf. Bis zu diesem Aktivgasanteil nimmt die Schuppung eine
zunehmend langgezogenere, spitzere Form an, die auf eine langsamere Erstarrung
schließen lässt, da die Schweißgeschwindigkeit konstant gehalten wird. Dieses wird
durch die Beobachtung von vermehrt auftretenden offenen Poren auf der
80
VERSUCHSAUSWERTUNG
Nahtoberseite bei Reinargon unterstützt, die bei geringem N2- oder O2-Aktivgasanteil
ab ca. 0,01 % verschwinden.
Bei Zumischung von Wasserstoff wird kaum eine Veränderung des äußeren
Nahtaussehens und des dunklen Niederschlags beobachtet. Ab einer WasserstoffZumischung von 0,01 % wird die Nahtoberfläche mit den beiderseitigen Bereichen
neben der Nahtraupe metallisch glänzender als bei Argon, d. h. hier tritt kein
Niederschlag auf. Ab ca. 0,5 % treten während des Schweißens in der noch nicht
erstarrten Schmelze deutlich sichtbar aufsteigende Blasen auf, die als feine
Oberflächenporen erstarren, Bild 6.4.
Argon
Bild 6.4
Argon + 0,1 % H2
Argon + 1,0 % H2
Nahtoberseite der mit Wasserstoffzusatz geschweißten 1,25 mm dicken
Bleche, 1,0 mm Elektrodendraht
Ausdehnung und Verteilung des Niederschlags, Nahtbreite und Schuppung bleiben
bis ca. 0,5 % unverändert. Erst bei höheren H2 - Gehalten tritt eine etwas flachere
Naht mit schmalerem blankem Bereich neben der Nahtraupe auf.
Der stärkere Glanz schon bei geringen Wasserstoffgehalten ist auf die reduzierende
Wirkung des Wasserstoffs zurückzuführen, die eine partielle Abbindung des freien
Sauerstoffs in der Bogenatmosphäre ermöglicht.
6.1.2 Spritzerbildung
Die Spritzerraten liegen etwa in einem Bereich von 1,5 bis 5,5 %. Die Ergebnisse der
Spritzermessung werden als relative Änderung der Spritzerrate bezogen auf die
Ergebnisse mit Reinargon in Abhängigkeit vom Aktivgasanteil dargestellt, Bild 6.5.
VERSUCHSAUSWERTUNG
81
1,6 mm Elektrodendraht / 2,5 mm Blechdicke
relative Änderung
der Spritzerrate [%]
300
N2
O2
H2
250
200
150
100
50
0
0,05
0,10
0,15
0,20
0,25
0,30
Aktivgasanteil im Argon [%]
relative Änderung
der Spritzerrate [%]
175
N2
O2
H2
150
125
100
75
50
0
0,02
0,04
0,06
0,08
0,10
Bild 6.5
Relative Änderung der Spritzerrate in Abhängigkeit von Art und Anteil
des Aktivgases im Argon, bezogen auf Reinargon (polynomischer Fit
2. Ordnung)
Bemerkenswert ist die generell zunehmende Tendenz der Spritzerrate mit dem
Sauerstoff- und Stickstoffanteil, während sie sich mit dem Wasserstoffgehalt schon
ab einem Anteil von ca. 0,01 % um ein Drittel bezogen auf Reinargon reduziert.
Unter Berücksichtigung der maximalen Variationsbreite der Aktivgaszumischung ist
die Änderung der Spritzerrate in beiden Varianten – 0,3 % Aktivgasanteil bei 2,5 mm
Blech mit 1,6 mm Draht und 0,1 % bei 1,25/1,0 mm – etwa gleich.
Die Spritzerrate nimmt mit dem Sauerstoffanteil, insbesondere bei den 2,5 mm
dicken Blechen, linear auf ca. 275 % bei 0,3 % O2 zu. Dagegen bleibt mit Stickstoff
bei dieser Blechstärke die Spritzerrate bis zu einem Anteil von 0,15 % fast
unverändert, und steigt anschließend auf ca. 125 % an.
82
VERSUCHSAUSWERTUNG
Dieses für die Aktivgasarten charakteristische Verhalten ist hauptsächlich auf die
Spritzerentstehung zurückzuführen, die aus der Überhitzung des von der Elektrodenspitze zum Schmelzbad fliegenden Tropfens resultiert. Der schmelzflüssige Tropfen
wird dabei durch die Erwärmung im Lichtbogenplasma während des freien Fluges
zumindest partiell verdampft. Der expandierende Metalldampf verursacht ein
Zerplatzen des Tropfens aufgrund der daraus resultierenden schlagartigen
Volumenzunahme /DRG92, Kil90, Woo80/. Daher ist die starke Erhöhung der
Spritzerrate mit dem Sauerstoffanteil ein Indiz für eine stärkere Erwärmung des
Tropfens gegenüber Reinargon, die auf zusätzliche Erwärmung aus der exothermen
Oxidationsreaktion zurückzuführen ist. Hinzu kommt eine Herabsetzung der
Oberflächenspannung durch Sauerstoff, die das Zerplatzen des Tropfens begünstigt.
Im Vergleich dazu ist die Spritzerratenabnahme bei Wasserstoffzumischung auf die
reduzierende Reaktion des Wasserstoffes zurückzuführen.
6.1.3 Metallographische Untersuchungen
Neben der Nahtgeometrievermessung (s. Kap. 5.6.2.1) am noch nicht geschnittenen
Probenblech sind im Folgenden die Ergebnisse der Untersuchungen am Querschliff
dargestellt. Es werden die Nahtgeometrie, die Mikroporosität und die Schweißgutzusammensetzung ermittelt. Die Ergebnisse der Mikrohärte- und Zugfestigkeitsprüfung werden nicht dargestellt, da hier keine Abhängigkeit von der Aktivgaszumischung festgestellt wurde, s. Kap. 5.4.2.4 und 5.4.3.
6.1.3.1 ERMITTLUNG DES EINBRANDPROFILS
Zur übersichtlicheren Darstellung wird das Einbrandprofil mit der Naht- und
Wurzelüberhöhung sowie der Naht- und Wurzelbreite als Nahtgeometrie-Äquivalent
zusammengefasst wie folgt dargestellt:
Nahtgeometrie–Äquivalent:
Näq = bW + bN + hW - hN
N
W
b
h
=
=
=
=
Naht
Wurzel
Breite
Überhöhung
Die Vorzeichen sind in Abhängigkeit von der Tendenz der Nahtgeometrie für die
Änderung der jeweiligen Variable bei zunehmendem Aktivgasanteil definiert, ”+” für
zunehmend und ”-” abnehmend.
VERSUCHSAUSWERTUNG
83
Mit dem Sauerstoff- und Stickstoffanteil wird bei dem 2,5 mm dicken Blech eine
annähernd lineare Zunahme des Nahtgeometrie-Äquivalents bis 0,3 % Aktivgasanteil
auf ca. 130 % für Stickstoff und 140 % für Sauerstoff festgestellt, Bild 6.6. Bei den
1,25 mm dicken Blechen steigt Näq bis 0,1 % Stickstoff linear auf 165 %.
relative Änderung des
Nahtgeomterie-Äquivalents [%]
150
N2
O2
H2
125
Nahtgeometrie-Äquivalent Näq = bW+bN+hW-hN
N=Naht W=Wurzel b=Breite h=Überhöhung
100
75
0
0,05
0,10
0,15
0,20
0,25
0,30
Nahtgeometrie-Äquivalents [%]
175
N2
O2
H2
150
Nahtgeometrie-Äquivalent Näq = bW+bN+hW-hN
N=Naht W=Wurzel b=Breite h=Überhöhung
125
100
75
0
0,02
0,04
0,06
0,08
0,10
Bild 6.6
Relative Änderung des Nahtgeometrie-Äquivalents in Abhängigkeit von
Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon
(polynomischer Fit 2. Ordnung)
Diese Zunahme ist auf die in den kälteren Lichtbogenrandbereichen auftretenden
Reaktionswärmen zurückzuführen, die hier einerseits durch Assoziation der im Lichtbogen dissoziierten Gase zu O2 und N2 und andererseits bei der Bildung von Oxiden
bzw. Nitriden auf der Schmelzbadoberfläche entstehen /EROWT96, FS70, JMS95,
84
VERSUCHSAUSWERTUNG
LN97/. Hierdurch sowie auch aufgrund eines verringerten Oberflächenspannungsgradienten entsteht ein größeres Schmelzbad und ein tieferer Einbrand.
Dagegen tritt mit Wasserstoff lediglich bei den dickeren Blechen ein Maximum von
etwa 115 % auf, während bei den 1,25 mm dicken Blechen keine signifikante
Änderung festgestellt werden kann. Fukui /FS70/ stellte bei Wasserstoff eine
Zunahme des Einbrands ab Gehalten von mehr als 1 % fest. Er führt dieses ebenfalls auf die exotherme Reaktion bei der Assoziation des atomaren zu molekularem
Wasserstoff am kälteren Lichtbogenrand zurück. Die höhere Wärmeleitfähigkeit
gegenüber Argon ist bei den geringen H2 - Gehalten vernachlässigbar. Bei höheren
Anteilen wird eine Entmischung im Bogenplasma beobachtet, die zu einer
Minimierung der Energieverluste nach dem Steenbeck´schen Prinzip führt /Ste59/.
Bei höheren als in Bild 6.6 gezeigten Wasserstoffgehalten wird ebenfalls ein
stärkerer Einbrand festgestellt, z. B. mit 1 % Wasserstoff in Bild 6.4 rechts. Bemerkenswert ist im Vergleich zu den bisher bekannten Untersuchungen, dass schon geringste Aktivgasgehalte ab 0,1 % bei 2,5 mm Blechdicke und ab 0,05 % bei 1,25 mm
zu einem 25 % höheren Nahtgeometrie-Äquivalent gegenüber Reinargon führen.
6.1.3.2 ERMITTLUNG DER MIKROPOROSITÄT
Aus den im Querschliff ermittelten Mikroporositätsmessungen geht hervor, dass mit
zunehmendem Stickstoff- oder auch Sauerstoffanteil die Mikroporosität gegenüber
Reinargon erheblich auf z. T. bis unter 50 % abnimmt, Bild 6.7. Bemerkenswert ist,
dass sowohl bei Sauerstoff- wie auch bei Stickstoffzumischung schon bei kleinen
Anteilen von 0,01 % eine erhebliche Reduzierung der Porosität gegenüber
Reinargon auftritt, die mit zunehmender Zumischung für die 1,25 dicken Bleche
linear abnimmt. Dieses korrespondiert qualitativ mit den Ergebnissen von
/AGA95Far96, Far97/. Zum Vergleich führt 0,1 % Stickstoff im Argon zu einer
Verringerung der Porosität auf 25 % bei den 1,25 mm dicken Blechen.
Selbst mit Wasserstoffzumischung verringert sich die Porosität auf 75 % bei den 1,25
mm dicken Blechen in dem hier betrachteten Bereich bis 0,05 %, während bei den
2,5 mm dicken Blechen eine Zunahme auf maximal 150 % gegenüber Reinargon
auftritt.
VERSUCHSAUSWERTUNG
85
relative Änderung
der Mikroporenbildung [%]
150
N2
O2
H2
125
100
75
50
25
0
0,02
0,04
0,06
0,08
0,10
Bild 6.7
Relative Änderung der Mikroporositätsbildung in Abhängigkeit von Art
und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon
Zur Verifikation der in der Literatur beschriebenen starken Zunahme der Porosität bei
Wasserstoffzumischung wurde die Wirkung größerer Anteile bis 2 % H2 im Argon
untersucht, Bild 6.8.
Hier wird deutlich, dass eine etwa lineare Zunahme der Porosität mit dem
Wasserstoffanteil erst ab etwa 0,1 % auftritt. Im Bereich unter 0,1 % liegen
Abweichungen von der Linearität vor. Insbesondere bei den dünneren Blechen liegen
in diesem Bereich möglicherweise günstigere Entgasungsbedingungen als bei
relative Änderung
der Mikroporenrbildung [%]
Reinargon vor.
350
H2 bei 1,6 mm Draht, 2,5 mm Blech
H2 bei 1,0 mm Draht, 1,25 mm Blech
300
250
200
150
100
50
0
0,25
0,50
0,75
1,00
1,25
1,50
1,75
2,00
Bild 6.8
Relative Änderung der Mikroporositätsbildung in Abhängigkeit vom H2Anteil im Argon bezogen auf Reinargon (polyn. Fit 2. Ordnung)
86
VERSUCHSAUSWERTUNG
Die Poren sind im Schweißgut gleichverteilt und der Porendurchmesser liegt bei
ca. 0,05 bis 0,1 mm, Bild 6.9. Die an der Nahtoberfläche im Wurzelbereich verstärkt
auftretende Porenbildung tritt bei allen Proben in gleicher Form auf. Sie ist darauf
zurückzuführen, dass die Oxidschicht auf der Blechunterseite vor dem Schweißen
nicht wie auf der Blechoberseite durch mechanisiertes Bürsten beseitigt worden ist,
sondern die Schnittkanten nur mechanisch entgratet worden sind.
Bild 6.9
Querschliff einer mit 1,0 % Wasserstoff geschweißten Probe, 1,25 mm
Blechdicke, 1,0 mm Elektrodendraht, Luftätzung
Bei den für die jeweiligen Versuchsreihen verwendeten Blechen lag bei
Durchführung der Schweißversuche auch auf der Blechunterseite insoweit ein
definierter Zustand vor, als generell mit Azeton entfettet wurde und die Bleche aus
der gleichen Charge stammten. So ist von einer gleichförmigen Generierung von
Wasserstoffbläschen auszugehen, die an dieser Oxidschicht an der Blechunterseite
entsteht. Die hieraus folgenden Werte der Mikroporosität im Verhältnis zu der
Gesamtschweißgutfläche im Querschliff liegen bei etwa 0,1 % bei Reinargon bis
0,35 % bei 2 % Wasserstoffzumischung.
6.1.3.3 SCHWEISSGUTZUSAMMENSETZUNG AM RAND ZUR NAHTOBERSEITE
Die Elementzusammensetzung wurde im Rahmen einer REM-Untersuchung am
Probenquerschliff im Randbereich zur Nahtoberfläche mittels der energiedispersiven
Elementanalyse (EDA, bzw. auch EDS bezeichnet) ermittelt. Mit dieser Methode ist
aus der rückstreuenden Röntgenstrahlung die Elementzusammensetzung qualitativ
und auch quantitativ integrierend in einem definierten Messfenster bestimmbar.
VERSUCHSAUSWERTUNG
87
Während die Magnesiumgehalte im mittleren Bereich mit etwa 4,5 % der
Grundwerkstoffzusammensetzung entsprechen, liegen sie an den Rändern zu den
Flanken der Nahtraupe hin bei deutlich höheren Werten. Bei den 1,25 mm dicken
Blechen treten Werte von 5 bis 6 % und bei den 2,5 mm dicken Blechen von 5,5 bis
7,5 %
auf.
Für
die
vergleichende
Beurteilung
werden
im
Folgenden
die
Magnesiumgehalte auf die bei Reinargon gemessenen bezogen, Bild 6.10.
Bei Zumischung von 0,15 % Stickstoff oder auch Wasserstoff nimmt der Magnesiumgehalt bei den 2,5 mm dicken Blechen auf etwa 120 % gegenüber Reinargon zu. Bei
den 1,25 mm dicken Blechen ist die Tendenz mit knapp 130 % für Stickstoff und
108 % für Wasserstoff mit einem Anteil von 0,1 % ähnlich.
Mg-Gehalts am Nahtrand [%]
130
N2
O2
H2
120
110
100
90
80
0
0,05
0,10
0,15
0,20
0,25
0,30
Mg-Gehalts am Nahtrand [%]
130
N2
O2
H2
120
110
100
90
80
0
0,02
0,04
0,06
0,08
0,10
Bild 6.10 Relative Änderung der Magnesium-Gehaltes an der Nahtrandoberseite
in Abhängigkeit von Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen
auf Reinargon (polynomischer Fit 2. Ordnung)
88
VERSUCHSAUSWERTUNG
Dagegen liegen die Magnesiumgehalte bei Zumischung von Sauerstoff mit 85 bis
95 % bei den 2,5 mm dicken Blechen signifikant unter denen von Reinargon. Die
Ursache liegt nach /Jön95/ in der verstärkten Metalloxidbildung im Schmelzbadbereich, d. h. auf der kühleren Kathodenseite. Dadurch tritt nicht nur eine Oxidation
der im Lichtbogen vorhandenen Metalldämpfe sondern auch des Aluminiums und vor
allem des Magnesiums im Grenzflächenbereich der Schmelzbadoberfläche auf.
Dieser Vorgang tritt lediglich bei den dickeren Blechen auf, während bei den
dünneren für Sauerstoff und auch bei Wasserstoff eine solche Tendenz kaum
erkennbar ist. Dieses deutet somit auf eine Abhängigkeit vom Energieeintrag hin.
Allerdings liegen die Magnesiumgehalte auch bei den mit Sauerstoffanteil
geschweißten Proben mit 5 bis 6 % noch deutlich über der Zusammensetzung des
Grundwerkstoffs von 4,65 % und der des Drahtwerkstoffs von 4,9 %. Es kommt hier
somit
insbesondere
im
Randbereich
der
Naht
zu
einer
Erhöhung
des
Magnesiumgehaltes. Die Ursache liegt voraussichtlich in dem Metalldampftransport
durch den Lichtbogen und dessen Kondensation überwiegend im Nahtrandbereich.
Der Magnesiumgehalt in Nahtmitte liegt dagegen bei gleichem Abstand von der
Nahtoberfläche
mit
etwa
4,0
bis
4,5 %
deutlich
unter
der
Grund-
und
Drahtwerkstoffzusammensetzung. Ein höherer Energieeintrag führt mit einem
stärkeren Verdampfungsanteil von Magnesium damit auch zu einer Zunahme des
kondensierten Niederschlags im Nahtrandbereich.
6.1.4 Zusammenfassung und Diskussion
Bezogen auf die in dieser Untersuchung betrachtete Erhöhung des Anteils der
Aktivgaszumischungen lassen nachfolgende Ergebnisse zusammenfassen:

Der Oxidniederschlag nimmt bei Sauerstoff und Stickstoff zu, während bei
Wasserstoff keine Veränderung der Ausdehnung und Verteilung von
Niederschlag, Nahtbreite und Schuppung beobachtet wird.

Die Spritzerrate nimmt bei Sauerstoff um etwa 50 % bei 1,0 mm Elektrodendraht und um bis zu 150 % bei 1,6 mm zu, während bei Stickstoffzunahme
lediglich bei der dünneren Elektrode eine Zunahme von etwa 30 % auftritt.

Hinsichtlich des Einbrands erhöht sich bei Sauerstoff und Stickstoff das
Nahtgeometrie-Äquivalent um 30 – 50 %.
VERSUCHSAUSWERTUNG

89
Die Mikroporosität verringert sich mit zunehmendem Sauerstoff- und
Stickstoffanteil, während sie erwartungsgemäß bei Wasserstoff zunimmt.

Der Magnesiumgehalt im Randbereich zur Nahtoberfläche liegt um etwa 0,5
bis 3 % über dem mittleren Anteil von 4,5 %. Für Stickstoff und auch für
Wasserstoff steigt dieser Magnesiumgehalt um etwa 20 – 25 % gegenüber
Reinargon.
Die
mittlere
Werkstoffzusammensetzung
außerhalb
dieses
Randbereiches des Schweißgutes bleibt unbeeinflusst.

Ein Einfluss auf die Zugfestigkeit und auf die Härteverteilung im Schweißgut
wird nicht festgestellt.
Mit Ausnahme der Festigkeit und der Härte werden die mechanisch-technologischen
Eigenschaften durch einen zunehmenden Aktivgasanteil von Sauerstoff und insbesondere von Stickstoff beeinflusst. Eine Verringerung der Festigkeit und der Härte ist
nicht
zu
erwarten
gewesen,
da
der
naturharte
Blech-Grundwerkstoff
in
weichgeglühtem Zustand vorlag.
Die Zunahme von Spritzerbildung, Oxidniederschlag und Einbrand deuten darauf hin,
dass der Einfluss des Aktivgasgehaltes im Wesentlichen auf Wirkung eines höheren
Energieeintrags im Lichtbogen zurückzuführen ist. So resultiert neben dem bereits in
Kap. 6.1.1 diskutierten vermehrten Oxidniederschlag durch verstärkte Magnesiumverdampfung auch die in Kap. 6.1.2 beschriebene vermehrte Spritzerbildung aus
einem erhöhten thermischen Energiegehalt des im Lichtbogenplasma übergehenden
Tropfens. Werkstückseitig folgt hieraus ein verstärkter Einbrand sowie eine
verringerte Porosität aufgrund des besseren Ausgasens der Schmelze.
Der Einfluss der Dissoziationsenergie der verwendeten molekularen Gaszumischungen ist aufgrund ihres sehr geringen Anteils vernachlässigbar. Nach /FS70,
EROWT96 und LN97/ kommt es hier erst bei höheren Gehalten von weit mehr als
0,3 % zu einer Einbrandvergrößerung durch die Reaktionswärmen aus exothermen
Reaktionen. Als Ursache wird hier beispielsweise die Bildung der Oxide (Al2O3) und
die Assoziation der dissoziierten Gasmoleküle (2N → N2, oder 2O → O2) genannt.
90
VERSUCHSAUSWERTUNG
6.2
Elektrische Schweißprozessgrößen
6.2.1 Einführung
Die Lichtbogenlängenregelung der Energiequelle hält die mittlere Spannung
konstant, da diese sich etwa einer Ohmschen Kennlinie entsprechend linear zur
Lichtbogenlänge verhält. Unter Vorgabe der phasenweise vorgegebenen – d.h.
während
der
Grundstrom-
und
der
Impulsstromphase –
Konstant-Strom-
Charakteristik erfolgt die Regelung der Lichtbogenlänge bei der verwendeten
Maschine im wesentlichen durch Ändern der Stellgrößen Impulsfrequenz f und
Grundstrom Ig in Abhängigkeit von einer gemessenen Änderung der mittleren
Spannung, s. Kap. 5.3.2.
6.2.2 Auswertung der elektrischen Schweißprozessgrößen
Aus den transient und zeitlich hochaufgelöst mit bis zu 1 MHz aufgenommenen
Momentanwerten von Schweißstrom und -spannung werden die Momentanwerte für
Schweißleistung und den Schweiß- bzw. Lichtbogenwiderstand und daraus
Schweißstrom / A
23
22
21
20
19
18
17
16
15
Widerstand / mΩ
Leistung / kW
350
300
250
200
150
100
50
Spannung / V
anschließend deren Mittelwerte errechnet, Bild 6.11.
8
7
6
5
4
3
2
1
0
0
10
20
30
40
50
0
10
20
30
40
50
0
10
20
30
40
50
0
10
20
30
40
50
300
250
200
150
100
50
Zeit / ms
Bild 6.11 Transiente Zeitverläufe der elektrischen Momentanwerte, 2,5 mm Blech
EN AW-5182 mit 1,6 mm Elektrodendraht R-5356, Argon, I-Naht
VERSUCHSAUSWERTUNG
91
6.2.2.1 AUSWERTUNG DER TRANSIENTEN MOMENTANVERLÄUFE VON
SCHWEISSSTROM UND SCHWEISSSPANNUNG
Im Folgenden wird der Lichtbogenwiderstand als Mittelwert der gesamten Messung
betrachtet. In Bild 6.12 sind die Werte des mittleren Lichtbogenwiderstands für
zunehmende Aktivgasgehalte jeweils auf den Wert von Argon bezogen dargestellt.
relative Änderung d. mittl.
Lichtbogen-Widerstands [%]
105
100
95
90
N2
O2
H2
0
0,05
0,10
0,15
0,20
0,25
0,30
Lichtbogen-Widerstands [%]
105
100
95
90
N2
O2
H2
0
0,02
0,04
0,06
0,08
0,10
Bild 6.12 Relative Änderung des mittleren Lichtbogenwiderstands in Abhängigkeit
von Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon
Während bei Zumischung von Wasserstoff eine Änderung kaum feststellbar ist, tritt
bei zunehmender Zumischung von Sauerstoff und mehr noch von Stickstoff eine
deutliche Verringerung des Lichtbogenwiderstands auf. Insbesondere bei 0,3 %
92
VERSUCHSAUSWERTUNG
Stickstoff und 1,6 mm Elektrodendurchmesser reduziert sich dieser auf etwa 90 %
des Wertes von Reinargon. Mit linearer Tendenz verringert sich der Widerstand bei
Stickstoff mit zunehmendem Aktivgasgehalt etwa doppelt so stark wie bei Sauerstoff.
Eine mögliche Ursache liegt in der gegenüber Argon (15,8 eV) geringeren
Ionisationsenergie der Zumischungen (14,5 eV für Stickstoff, und 13,6 eV für
Sauerstoff und Wasserstoff), die zu einer Stabilisierung des Lichtbogens führt. Die
schlechtere elektrische Leitfähigkeit der molekularen Gase selbst wirkt dem jedoch
entgegen. Somit ist eine verbesserte elektrische Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas
gegenüber Reinargon nicht unbedingt auf die physikalischen Eigenschaften der
Gase
direkt
zurückzuführen,
sondern
beispielsweise
auf
eine
verbesserte
Elektronenemission am Kathodenfußpunkt.
Daneben ist beim MSG-Verfahren grundsätzlich ein Gleichgewicht zwischen der
mittleren elektrischen Leistung Pm zum Abschmelzen des Drahtes und der zugeführten Drahtmenge erforderlich, um einen quasistationären Prozess mit konstanter
Lichtbogenlänge zu erhalten. Die Lichtbogenlängenregelung der Energiequelle
reagiert auf eine gegenüber einem Sollwert verringerte Spannung durch Anheben
z. B. des Grundstromes Ig und der Impulsfrequenz f, um durch Erhöhung der
Abschmelzleistung eine Vergrößerung der Lichtbogenlänge zu erzielen.
Aus den Messungen wird ersichtlich, dass eine solche Zunahme der Impulsfrequenz
auch bei der Zumischung von Stickstoff und Sauerstoff insbesondere für den 1,0 mm
Draht auftritt, obwohl die Energiequelleneinstellungen unverändert geblieben sind,
wie in Bild 6.13 dargestellt.
Die
Aktivgaszumischung
Impulsfrequenzerhöhung,
von
Stickstoff
während
bei
und
Sauerstoff
Zumischung
von
führt
zu
Wasserstoff
einer
eine
geringfügige Verringerung der Impulsfrequenz auftritt. Die insbesondere im unteren
Leistungsbereich mit 1,0 mm Drahtdurchmesser erkennbare Tendenz deutet auf eine
Änderung der Lichtbogenspannung und damit auf ein verändertes Gleichgewicht hin.
Unter der Voraussetzung des konstanten Brennerabstandes sowie unter Berücksichtigung des gemessenen Widerstands liegt die Ursache in der Änderung der
elektrischen Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas. Eine bessere Leitfähigkeit verursacht bei gleicher Lichtbogenlänge eine geringere Brennspannung. Daraus folgt mit
Wirkung des Lichtbogenlängenreglers eine Erhöhung des Energieeintrags durch
Anheben von Impulsfrequenz und Grundstrom.
VERSUCHSAUSWERTUNG
93
relative Änderung der
mittl. Impulsfrequenz [%]
102
101
100
N2
O2
H2
99
98
0
0,05
0,10
0,15
0,20
0,25
0,30
relative Änderung der
mittl. Impulsfrequenz [%]
110
N2
O2
H2
105
100
95
0
0,02
0,04
0,06
0,08
0,10
Bild 6.13 Relative Änderung der mittleren Impulsfrequenz in Abhängigkeit von Art
und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon
Die gemessene Impulsfrequenzerhöhung ist somit ein Anzeichen für eine Erhöhung
der Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas. Jedoch ist die tatsächliche Lichtbogenlänge
bei der Auswertung bislang unberücksichtigt geblieben. Erst mit ihrer Messung lässt
sich die Ursache der Widerstandsverringerung bei gleichzeitiger Frequenzerhöhung
abschließend klären, s. Kap. 3.2.1.
6.2.2.2 STRECKENENERGIE
Zur Berechnung der Streckenergie wird die mittlere elektrische Leistung Pm (errechnet aus den aufgenommenen Momentanwerten von Lichtbogenspannung Utr und
Lichtbogenstrom Itr) und die konstante Schweißgeschwindigkeit vs verwendet:
94
VERSUCHSAUSWERTUNG
Streckenenergie:
S=
(U tr ⋅ I tr )m
vs
In Bild 6.14 ist die Änderung der Streckenenergie für zunehmende Aktivgasgehalte
jeweils auf den Wert von Argon bezogen dargestellt.
Streckenenergie [%]
105
100
95
N2
O2
H2
0
0,05
0,10
0,15
0,20
0,25
0,30
Streckenenergie [%]
110
N2
O2
H2
105
100
95
0
0,02
0,04
0,06
0,08
0,10
Bild 6.14 Relative Änderung des mittleren Streckenenergie in Abhängigkeit von
Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon
Hieraus wird ersichtlich, dass insbesondere für Stickstoff eine Zunahme der
Streckenenergie mit höherem Aktivgasanteil erfolgt. Unter der Voraussetzung einer
konstanten Schweißgeschwindigkeit steigt die elektrische Leistung um etwa 10 % bei
VERSUCHSAUSWERTUNG
95
0,1 % Stickstoffzumischung bei dem 1,0 mm dicken Elektrodendraht. Bei den
anderen Varianten liegt die Zunahme bei ca. 2 - 3 %.
Diese Tendenz entspricht der oben beschriebenen Zunahme der Impulsfrequenz und
der Abnahme des elektrischen Widerstands. Damit wird erkennbar, dass die
Zumischung von geringen Aktivgasanteilen trotz einer konstanten Drahtfördergeschwindigkeit zu einer etwas höheren elektrischen Leistung führt, die mit einer
stärkeren Wärmeeinbringung in das Werkstück verbunden ist.
Trotz konstanter Abschmelzleistung wird mit der Zumischung molekularer Gase eine
erhöhte Streckenenergie erzielt. Da letztendlich das Gleichgewicht zwischen der
Drahtzufuhr und seinem Abschmelzen durch die Wirkung der Regelung gewahrt
bleibt, lässt die Erhöhung des Energieeintrags zurück schließen auf eine Änderung
der Energiebilanz des Gesamtsystems.
Aktivgaszumischungen lassen sich nachfolgende Ergebnisse im Vergleich zu den
Ergebnissen mit Reinargon zusammenfassen:

Der Gesamtwiderstand des Lichtbogens verringert sich für Sauerstoff bis auf
95 % und für Stickstoff bis auf 90 %. Bei Wasserstoff wurde kein Einfluss
festgestellt.

Die Impulsfrequenz erhöht sich für Sauerstoff und Stickstoff bei der 1,6 mm
Elektrode um etwa 0,5 % und bei der 1,0 mm Elektrode um bis zu ca. 5 % für
Sauerstoff und 10 % Stickstoff, während für Wasserstoff eine geringe
Abnahme um bis zu 2 % festgestellt wurde.

Der Einfluss auf die Streckenenergie verhält sich etwa wie der der
Impulsfrequenz, mit Ausnahme des Wasserstoffs, bei dem für die 1,6 mm
Elektrode eine Erhöhung um etwa 2 % auftritt.
Mit der Zumischung molekularer Gase tritt ein Erhöhung der zugeführten elektrischen
Leistung und damit der Streckenergie auf, obwohl die Lichtbogenlängenregelung der
Schweißenergiequelle die Spannung konstant hält und die Abschmelzleistung nicht
variiert worden ist. Vermutlich ist dieses auf eine verbesserte elektrische Leitfähigkeit
des Lichtbogens bei Zumischung von Sauerstoff und Stickstoff zurückzuführen.
96
VERSUCHSAUSWERTUNG
Nach SCHELLHASE /Sch85/ ist für die elektrische Leitfähigkeit des Plasmas das
Element der geringsten Ionisierungsenergien maßgebend. Die Ionisierungsenergie
der hier vorliegenden Metalle Aluminium, Magnesium und Mangan liegen mit unter 8
eV etwa bei der Hälfte des Wertes von Argon. Daher ist beim Stromtransport durch
den Lichtbogen von einer dominierenden Wirkung des Metalldampfes auszugehen.
Aus einer starken Metallverdampfung an der anodischen Elektrodenoberfläche
resultiert eine ausgeprägte Metalldampfströmung in der Mitte der Lichtbogenachse,
die insbesondere beim MIG-Schweißen zu einem Temperaturabfall bis auf die
Siedetemperatur des Metalls führen kann.
Dagegen ist ein Einfluss durch die direkte Wirkung der elektrischen Leitfähigkeit der
Aktivgase zu vernachlässigen, da diese wesentlich niedriger als bei Argon ist, und
darüber hinaus der Anteil der Aktivgaszumischungen sehr klein ist.
Wärmeleitfähigkeit
elektrische Leitfähigkeit
Bild 6.15 Wärmeleitfähigkeit und elektrische Leitfähigkeit verschiedener
Elemente im Lichtbogen /Sch85/
FINKELNBURG und MAECKER /FM56/ führten die Erhöhung der elektrischen
Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas auf die verstärkte Elektronenemission aus den
Oxidhäuten auf der kathodischen Oberfläche zurück. Hiernach bewirken schon
Spuren von Sauerstoff eine Verbesserung der Bogenstabilität aufgrund der erhöhten
VERSUCHSAUSWERTUNG
97
Elektronenemission durch die hocherhitzten Metalloxide. Daneben errechnete
MURPHY /Mur96, Mur94b/ eine erhebliche Änderung des Wärmetransports als
Ursache einer Entmischung bei Ar-N2-Mischgasen im WIG-Lichtbogen in einem 2DModell, in dem er auch die Dissoziation berücksichtigte.
Somit ist die Änderung des Lichtbogenwiderstands bzw. seiner Leitfähigkeit durch
die Aktivgaszumischung weniger auf die physikalisch-chemischen Eigenschaften der
Elemente zurückzuführen, sondern eher auf sekundär verursachte Effekte an den
Oberflächen von kathodischem Schmelzbad und anodischer Elektrode.
Im Folgenden wird mittels der Hochgeschwindigkeitskinematografie eine vertiefende
Analyse der Wirkungsweise der molekularen Gaszumischungen im Hinblick auf die
Beeinflussung des Werkstoffübergangs durchgeführt.
98
6.3
VERSUCHSAUSWERTUNG
Hochgeschwindigkeitskinematografie des Werkstoffübergangs
Ziel dieser Untersuchungsmethode ist es, den Einfluss der Schutzgaszusammensetzung auf den Werkstoffübergang zu visualisieren. Ermittelt werden sollen
insbesondere die Ursachen für das mit zunehmendem Aktivgasgehalt vermehrte
Auftreten von Schweißspritzern und dunklem Metalloxidniederschlag im Nahtbereich.
Darüber hinaus wird die Lichtbogenlänge vermessen, um eine Relation zwischen der
in Kap. 6.2.2 diskutierten Änderung der Lichtbogenleitfähigkeit zu seiner realen
Länge zu erhalten.
Die Aufnahmen sind unter einheitlichen Bedingungen mit einer Bildaufnahmefrequenz von 5.000 Bildern/s lateral, d.h. seitlich und quer zur Schweißrichtung mit
feststehendem Brenner über dem bewegten Werkstück durchgeführt worden. Bei
dieser Bildaufnahmefrequenz sind etwa 55 – 60 Werkstoffübergangszyklen je Film
aufgenommen worden.
6.3.1 Auswertung der kinematografischen Untersuchungen
Neben der Vermessung der Lichtbogenlänge wird die Art des Werkstoffübergangs
quantifiziert. Hierfür wird jeder Werkstoffübergangszyklus nach folgenden Kriterien
statistisch bewertet: spritzerfrei, spritzerbehaftet oder Tropfen platzt.
6.3.1.1 MESSUNG DER LICHTBOGENLÄNGE
Die Lichtbogenlänge wird zwischen der Oberfläche der kugelförmig ausgeformten
Elektrodenspitze und dem mittleren Niveau der Blechoberfläche gemessen. Zeitlich
erfolgt die Messung noch während der Grundstromphase unmittelbar vor dem
Stromanstieg in die Impulsphase.
Aus Bild 6.16 ist ersichtlich, dass sich die Lichtbogenlänge durch Zumischung von
Sauerstoff und mehr noch von Stickstoff gegenüber Reinargon verringert, während
bei Wasserstoff eine Änderung kaum feststellbar ist. Insbesondere bei der 1,0 mm
Elektrode und 0,1 % Stickstoffzumischung ist der Lichtbogen um mehr als 30 %
kürzer als bei Reinargon. Mit gleicher Tendenz, wenngleich schwächer, verringert
sich auch die Lichtbogenlänge bei den 1,6 mm Elektroden.
Bemerkenswert ist hier, dass wie in Kap. 6.2.2 dargestellt, gleichzeitig eine
Verringerung des Gesamtwiderstands um lediglich etwa 10 % auftritt. Daher wird der
spezifische Widerstand aus dem in Bild 6.12 dargestellten Gesamtwiderstand
VERSUCHSAUSWERTUNG
99
bezogen auf die in Bild 6.16 gezeigte gemessene Lichtbogenlänge für die
Lichtbogenlänge [mm]
Zumischung jeweils vom 0,1 % Aktivgas berechnet.
6
4
2
0
1,0
1,6
Elektrodendrahtdurchmesser [mm]
Argon
Ar+N2
Ar+O2
Ar+H2
Bild 6.16 Messung der Lichtbogenlänge in Abhängigkeit von Art des Aktivgases,
Reinargon und Argon mit 0,1 % Aktivgasanteil
So wird in Bild 6.17 deutlich, dass der spezifische Widerstand des Lichtbogens mit
Stickstoff- und Sauerstoffzumischung gegenüber Argon bei 1,0 mm Elektrodendraht
spez. Widerstand / Ω/m
um etwa 30 % zunimmt, während mit Wasserstoff kaum eine Änderung erkennbar ist.
100
75
50
25
0
1,0
1,6
Elektrodendrahtdurchmesser / mm
Argon
Ar+N2
Ar+O2
Ar+H2
Bild 6.17 Änderung des spezifischen Widerstands in Abhängigkeit von der Art
des Aktivgases, Reinargon und Argon mit 0,1 % Aktivgasanteil
Es ist hier jedoch zu berücksichtigen, dass die Messung und Berechnung des
Gesamtwiderstands und die Messung der Lichtbogenlänge in unterschiedlichen
Schweißversuchen durchgeführt worden ist.
100
VERSUCHSAUSWERTUNG
6.3.1.2 ANALYSE DES WERKSTOFFÜBERGANGS
Die Ergebnisse der statistischen Bewertung des Werkstoffübergangs, die aus den
hochgeschwindigkeitskinematografischen Aufnahmen ermittelt wurden, sind in Bild
6.18 dargestellt.
relativer Anteil [%]
100
80
60
40
20
0
spritzerfrei
mit Spritzern Tropfen platzt
Art des Werkstoffübergangs
Argon
Ar+N2
Ar+O2
Ar+H2
relativer Anteil [%]
100
80
60
40
20
0
spritzerfrei
mit Spritzern Tropfen platzt
Art des Werkstoffübergangs
Argon
Ar+N2
Ar+O2
Ar+H2
Bild 6.18 Relative Änderung der Art des Werkstoffübergangs in Abhängigkeit von
Art des Aktivgases, Reinargon und Ar mit 0,1 % Aktivgasanteil
Hier wird eine deutliche Abhängigkeit der Art des Werkstoffübergangs von der Art der
Aktivgaszumischung erkennbar. Die Ergebnisse stimmen mit der zuvor in Kap. 6.1.2
beschriebenen Messung der relativen Spritzerrate gut überein. So tritt bei den
1,6 mm Elektroden erwartungsgemäß lediglich mit Sauerstoffzumischung eine
Erhöhung der Zahl der Werkstoffübergänge mit einem Zerplatzen des Tropfens
während des Wegs durch den Lichtbogen zum Schmelzbad auf. Während hier mehr
VERSUCHSAUSWERTUNG
101
als 30 % mit einem Zerplatzen des Tropfens gegenüber 2 % bei Argon auftreten,
liegt der Anteil bei Stickstoffzusatz bei 6 % und bei Wasserstoffzusatz bei 1 %.
Bei der 1,0 mm Elektrode ist diese Tendenz wesentlich stärker ausgeprägt. Hier
beträgt der Anteil der Werkstoffübergänge mit zerplatzendem Tropfen bei Sauerstoffzusatz mehr als 60 % und bei Stickstoffzusatz etwa 25 %, während bei Wasserstoffzusatz eher eine Verringerung derartiger Werkstoffübergänge auftritt.
Das Zerplatzen ist, wie in der Literatur beschrieben und bereits in Kap. 6.1.2
diskutiert, auf eine stärkere Erhitzung des durch das Lichtbogenplasma zum
Schmelzbad übergehenden Tropfens zurückzuführen. Die auf die niedrige Siedetemperatur des Magnesiums zurückzuführende Verdampfung verursacht eine
schlagartige Expansion dieses Metalldampfes und das Aufreißen des Tropfens, wie
in Bild 6.19 gezeigt.
1
1
2
2
3
3
Bild 6.19: Hochgeschwindigkeitskinematografische Aufnahmen von typischen
Werkstoffübergangen, links mit Zerplatzen des Tropfens, rechts mit der
Entstehung von Spritzern (5.000 B/s)
102
VERSUCHSAUSWERTUNG
Aktivgaszumischungen lassen sich nachfolgende Ergebnisse im Vergleich zu den
Ergebnissen mit Reinargon zusammenfassen:

mit Aktivgaszumischung verringert sich die Lichtbogenlänge um bis zu 30 %.

Der spezifische Lichtbogenwiderstand (auf die Lichtbogenlänge bezogen)
erhöht sich um bis zu 30 %, während der Gesamtwiderstand wie in Kap. 6.2.2
gezeigt um bis zu 10 % abnimmt.

Bei Sauerstoffzumischung deutet die Zunahme der Zahl von Werkstoffübergängen mit einem Zerplatzen des Tropfens in Verbindung mit einem
vermehrten dunklen Metalloxidniederschlag auf höheren Energieeintrag im
Lichtbogenplasma hin.
Die hochgeschwindigkeitskinematografischen Ergebnisse bestätigen die Ergebnisse
aus Kap. 6.2. Die deutlich verringerte Lichtbogenlänge bei Aktivgaszumischung ist
auf eine verbesserte elektrische Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas zurückzuführen, die eine Verringerung der Gesamtlichtbogenspannung verursacht. Auf eine
Abweichung der Gesamtlichtbogenspannung von einem vorab definierten Sollwert
der Lichtbogenspannung reagiert die Lichtbogenlängenregelung der Energiequelle
proportional
mit
einer
Erhöhung
des
Energieeintrags
durch
Anheben
der
Impulsfrequenz, vgl. Bild 6.13. Es stellt sich also mit der Stickstoff- und
Sauerstoffzumischung durch den geänderten Arbeitspunkt ein kürzerer Lichtbogen
mit etwas geringerem Widerstand ein, da der Regler lediglich die Spannung misst.
Damit reagieren die in üblichen Energiequellen verwendeten Regler mit den dazugehörigen Kennlinien empfindlich auf Abweichungen der Umgebungsbedingungen wie beispielsweise der elektrischen Leitfähigkeit des Lichtbogens - gegenüber denen
die bei der Programmierung vorgegeben waren. Hierzu werden notwendigerweise
der Elektrodendrahtwerkstoff, dessen Durchmesser und das Schutzgas definiert und
in Abhängigkeit von der Drahtfördergeschwindigkeit sämtliche Impulsparameter als
Kennlinie durch Schweißversuche ermittelt und abgespeichert. Für jeden Kennlinienarbeitspunkt wird ein Sollwert der Lichtbogenspannung vorgeben. Zu dessen
Konstanthaltung ändert der Regler die Abschmelzleistung in Abhängigkeit von der
gemessenen Lichtbogenspannung durch eine Verschiebung des Kennlinienarbeits-
VERSUCHSAUSWERTUNG
103
punktes und damit einer Änderung des elektrischen Energieeintrags in der Regel
proportional.
Damit ergibt sich ein höherer spezifischer Gesamtlichtbogenwiderstand aus einer
Verschiebung des Arbeitspunktes, da durch die Lichtbogenlängenregelung zwischen
der Elektrodendrahtzufuhr und dessen Abschmelzen ein anderes Gleichgewicht
eingestellt wird.
Mit den bisher verwendeten Untersuchungsmethoden kann keine abschließende
Aussage zu den Ursachen der Leitfähigkeitsänderung des Lichtbogengesamtsystems getroffen werden. Die Aktivgaszumischungen können sowohl eine
Veränderung des Anoden- bzw. Kathodenfalls, der Leitfähigkeit des Plasmas und
damit des Spannungsabfalls der Lichtbogensäule oder der Temperaturverteilung im
Lichtbogen sowie auch eine Längenänderung des freien Drahtendes verursachen.
Daher soll im folgenden Kapitel die Wirkungsweise der Aktivgaszumischungen im
Lichtbogen durch die Ermittlung von Temperaturverteilung und Zusammensetzung
des Lichtbogenplasmas mittels der Emissions-Spektroskopie untersucht werden.
104
6.4
VERSUCHSAUSWERTUNG
Emissions-Spektroskopie des Lichtbogenplasmas
Aus den Ergebnissen der Kapitel 6.1 bis 6.3 ist ein deutlicher Einfluss geringster
Aktivgaszumischungen im Bereich von 0,005 ... 0,5 % in Reinargon auf das
Schweißergebnis nachgewiesen worden. Diese Ergebnisse deuten darauf hin, dass
der direkte Wirkungsweise der primären physikalischen Eigenschaften der
Zumischungen aufgrund deren geringen prozentualen Anteils vernachlässigbar sind
und vielmehr ihre komplexe elektrophysikalische und –chemische Wirkungsweise im
Lichtbogenplasma sowie an der Kathoden- und Anodenfußpunktoberfläche hierfür
ursächlich sind. Da mit den bisher verwendeten Analysewerkzeugen die kausalen
Zusammenhänge hinsichtlich des Verhaltens dieser Zumischungen im Lichtbogenplasma unzureichend erkennbar sind, wird im folgenden eine zweidimensional
ortsaufgelöste Spektralanalyse des Lichtbogenplasmas während der Impulsphase
durchgeführt.
Als Ziel steht die Ermittlung von Temperatur- und Teilchendichteprofilen bzw. der
Partialdruckverteilungen aller Elemente im MIG-Lichtbogenplasma im Vordergrund.
6.4.1 Grundlagen der Emissions-Spektroskopie
Die spektroskopischen Messungen werden unmittelbar nach Erreichen des
konstanten Impulsstromniveaus über eine Flankentriggerung auf den Schweißstrom
durchgeführt, um Störungen durch den am Stromimpulsende beginnenden Tropfenübergang auszuschließen, Bild 6.20 und s. Kap. 5.8.3.
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
Bild 6.20 Hochgeschwindigkeitsfilm (500 µs Bildfolgezeit (urspr. Bildaufnahmefrequenz 10.000 B/s), 1,6 mm R-5356 Elektrodendraht, Argon
In
der
zeitlichen
Zuordnung
des
Hochgeschwindigkeitsfilms
entspricht
der
Belichtungsbeginn etwa Bild 6.20-3. Die Belichtungszeiten lagen mit 0,1 ... 10 µs,
bzw. im IR-Bereich mit 300 µs vor dem in Bild 6.20-4 dargestellten Zustand weit vor
der Phase der Tropfenablösung.
VERSUCHSAUSWERTUNG
105
In den Aufnahmen sind drei deutlich abgegrenzte Bereiche erkennbar. Mit dem
Stromanstieg bildet sich ein stark leuchtender heller Kern aus, dar sich mit der mit
dem zeitlichen Verlauf in der Hochstromphase glockenartig zum Schmelzbad hin
aufweitet. An diesen zentralen Bereich schließt sich ein deutlich schwächer
leuchtender Bereich an, der in seiner Helligkeit etwa dem Zustand in der
Grundstromphase entspricht. Schließlich folgt mit einem Winkel von etwa 45° von der
Elektrodenspitze ausgehend ein kaum leuchtender Bereich, der von einem
schmalen, blau leuchtenden Kegel umsäumt wird.
Für die weitere Auswertung werden ausschließlich die Messungen an Schweißungen
mit 1,0 mm Elektroden und 1,25 mm dickem Blech zugrunde gelegt.
6.4.1.1 GRUNDLAGEN DER EMISSION
Plasmen bestehen aus Molekülen, Neutralen, Ionen, Radikalen und freien
Elektronen. Die Neutrale des Schutzgases und der verdampften Metalle aus
aufgeschmolzener anodenseitiger Elektrodenspitze, dem übergehenden Tropfen und
dem werkstückseitigen, kathodischen Schmelzbad werden durch thermische bzw.
stoßweise Energiezufuhr angeregt und teilweise ionisiert. Neben der thermischen
Energie kann die Energie über ein elektrisches Feld, ein magnetisches Feld oder
durch Einwirkung von Strahlung zugeführt werden, s. Bild 6.21.
Bild 6.21 Prinzip der Emission und der Absorption
106
VERSUCHSAUSWERTUNG
Bei der Anregung gehen Elektronen der äußeren Schale durch Energiezufuhr von
einem niederenergetischen Zustand (oft der Grundzustand) in einen höherenergetischen En über. Bei ihrer Rückkehr in den niederenergetischen Zustand Em
nach ca. 10-8 bis 10-9 s geben die Teilchen diese Energie wieder durch Emission
elektromagnetischer Strahlung in Form eines Lichtquants ab, Bild 6.21. Diese
emittierte Strahlung ist mittels der optischen Emissionsspektroskopie messbar und
quantitativ hinsichtlich Intensität und Wellenlänge auswertbar.
Die Frequenz ν bzw. die Wellenlänge λ der emittierten Linienstrahlung lässt sich mit
dem Planck´schen Wirkungsquantum h und der Lichtgeschwindigkeit c für jeden
Energieübergang ∆E nach /AF94/ mit dem Emissionsgesetz:
∆E = Em − En = h ⋅ν =
h⋅c
λ
(2)
berechnen. Da die Energieübergänge durch den Atomaufbau bestimmt werden, sind
sie charakteristisch für jedes Element. Damit kann dieses anhand der Frequenzen
bzw. Wellenlängen der emittierten Spektrallinien identifiziert werden. Die Wellenlängen der in der optischen Emissionsspektroskopie verwendeten Spektrallinien
liegen zwischen 200 und 850 nm und somit im ultravioletten Bereich, im Bereich des
sichtbaren Lichtes und im nahen Infrarot-Bereich. In Abhängigkeit von der Anzahl der
Teilchen n und der EINSTEINschen Übergangswahrscheinlichkeit Anm der Elektronen
der im Plasma vorhandenen Atome ist nach /BRO94/ die emittierte Strahldichte:
I nm = Anm ⋅ nn ⋅ h ⋅ν nm =
Anm ⋅ nn ⋅ h ⋅ c
λnm
(3)
Die volumen- und raumwinkelspezifische Strahlungsleistung, auch als Emissionskoeffizient bezeichnet, εnm einer Linie mit der Wellenlänge λnm mit den angeregten
Teilchen einer Spezies mit der Dichte nn und der Übergangswahrscheinlichkeit Anm
beim Übergang vom oberen Niveau n auf das untere Niveau m wird beschrieben
durch den Emissionskoeffizienten /RS67/:
ε nm =
h ⋅c
Anm nn
4π ⋅λnm
(4)
VERSUCHSAUSWERTUNG
107
Umgestellt folgt daraus die Teilchendichte im oberen Niveau oder auch die
Termbesetzung
nn = ε nm
4π ⋅ λnm
h ⋅c⋅ Anm
(5)
Unter Voraussetzung einer Boltzmann-Verteilung:
⎛ En ⎞
⎜
⎟
U ⎜k T⎟
na = nn e⎝ B ⎠
gn
(6)
ergibt sich mit der Zustandssumme U, der Anregungsenergie En und dem
statistischen Gewicht im oberen Niveau gn für die jeweilige Spezies die
Volumenstrahldichte, bzw. der Emissionskoeffizient:
ε nm
⎛ − En ⎞
⎜
⎟
h ⋅c g n ⎜⎝ k B T ⎟⎠
= Anm na
e
4π ⋅λnm U
(7)
und umgestellt die Teilchendichte im Grundzustand:
⎛ En ⎞
⎜
⎟
4π ⋅λnm ⋅U ⎜⎝ k B T ⎟⎠
na = ε nm
e
h⋅ c⋅ g n ⋅ Anm
(8)
Somit lässt sich für jede Spezies die radial verteilte Teilchendichte als na(r) bei
Kenntnis der Temperaturverteilung T(r) und den in Tabelle 6.4 zusammengestellten
plasmaphysikalischen Daten bestimmen.
6.4.1.2 LOKALES THERMODYNAMISCHES GLEICHGEWICHT - LTG
Die Energieübertragung in einem Plasma erfolgt durch verschiedene Stoßprozesse,
unter denen Stöße zwischen Neutralen bzw. Ionen und nicht angeregten oder
angeregten Neutralteilchen und Stöße mit Elektronen die wichtigsten sind. Auch
Absorption und Emission von Strahlung tragen zu den Energieaustauschprozessen
im Plasma bei.
108
VERSUCHSAUSWERTUNG
Wenn alle Prozesse (Anregung, Ionisation etc.) im Gleichgewicht mit den Umkehrprozessen sind und nach außen keine Energieverluste auftreten, so befindet sich das
Plasma im vollständigen thermodynamischen Gleichgewicht, kurz VTG (engl. TE =
thermal equilibrium). In diesem Fall liegen die Häufigkeiten aller möglichen Energiezustände in der Boltzmann-Verteilung vor, /FM56/. Da sich weder in technischen
noch in realen Laborplasmen dieser kaum auftretende ideale Zustand realisieren
lässt, müssen bei der Auswertung Abweichungen vom VTG berücksichtigt werden.
Betrachtet man aber reale Plasmen wie den Schweißlichtbogen, so ist eine einzige
Temperatur für die Charakterisierung dieser Plasmen wegen der großen Anzahl an
unterschiedlichen physikalischen Prozessen nicht mehr ausreichend. Außerdem
treten bei diesen Plasmen starke Temperaturgradienten auf.
Plasmen sind im vollständigen lokalen thermodynamischen Gleichgewicht, kurz LTG
(engl. LTE), wenn alle Prozesse mit Ausnahme des Strahlungsprozesses mit ihren
Umkehrprozessen im Gleichgewicht stehen. Lediglich die Absorption von Strahlung
steht nicht im Gleichgewicht mit der Strahlungsemission. Ist die Absorption
vernachlässigbar gering, werden die Plasmen als optisch dünn bezeichnet,
andernfalls als optisch dick.
Im Idealfall haben alle Spezies im Plasma die gleiche mittlere kinetische Energie und
somit auch die gleiche Temperatur:
TGas = Te = TIonen = T Anregung = TStrahlung
Befindet sich ein Plasma im LTG, dann sind alle Temperaturen mit Ausnahme der
Strahlungstemperatur gleich. Anhand der bei Messungen der unterschiedlichen
Temperaturen auftretenden Temperaturdifferenzen kann somit eine Aussage über
mögliche Abweichungen vom LTG gemacht werden.
Zur Überprüfung der Gültigkeit des LTG kann die Elektronendichte ne herangezogen
werden. Nach GRIEM /Gri64/ lässt sich die Gültigkeit des LTG wie folgt abschätzen:
ne >> 1,6 ⋅1012 Te ⋅ (∆E )3 / cm3
(9)
Durch Vorgabe der Anregungsenergien ∆E (bezogen auf die Energiedifferenz der
beteiligten Energiezustände) von den identifizierten Linien sind in Tabelle 6.1 für
VERSUCHSAUSWERTUNG
109
typische Elektronentemperaturen Te die Elektronendichten ne bestimmt worden,
oberhalb derer das LTG gilt.
Mit typischen Anregungsenergien von Spezies der hier im Schweißlichtbogen vorkommenden Elemente liegt LTG für typische Temperaturen von Te = 7000 ... 12000 K
vor, wenn die Elektronendichte:
ne >> 10 22 m −3
Mit dieser Abschätzung lässt sich in der anschließenden Auswertung bei der
Berechnung der Teilchendichten die Gültigkeit von LTE überprüfen.
Spezies
Mg0 278
Neutrale
Ionen
En/cm-1 Em /cm-1 ∆E/cm-1
Te1/K
Te2/K
Elektronendichte
Elektronentemperatur
(beispielhafte
Annahmen
Differenz
Anregungsenergie
Tabelle 6.1: LTG-Abschätzung auf Basis der Elektronendichte,
Werte aus /NIST99/
ne1/m-3
ne2/m-3
21.886
57.854 35.968
7.000 12.000 6,2E+21 8,2E+21
112
25.348 25.236
7.000 12.000 2,2E+21 2,8E+21
Mg0 517
21.877
41.197 19.320
7.000 12.000 9,7E+20 1,3E+21
Ar0 764
93.144 106.238 13.094
7.000 12.000 3,0E+20 3,9E+20
Mg1 293
35.669
69.805 34.136
7.000 12.000 5,3E+21 7,0E+21
Mg1 448
71.490
93.800 22.310
7.000 12.000 1,5E+21 1,9E+21
Al0 396
6.4.1.3 NORMTEMPERATUR
Mit steigender Temperatur nimmt der Ionisationsgrad im Plasma zu, und dadurch
sinkt die Anzahl der Neutralen und damit auch die Intensität der jeweils betrachteten
Neutralenlinie. Somit durchläuft die Linienintensität in Abhängigkeit von der
Temperatur ein Maximum. Die Temperatur, bei der die Intensität einer Linie ein
Maximum hat, wird als Normtemperatur T*z bezeichnet. Sie ist für jede Linie eines
jeden Elements unterschiedlich und kann wie folgt nach GRIEM /Gri64/ abgeschätzt
werden:
110
VERSUCHSAUSWERTUNG
Tz* =
[
]
0,95 ⋅ E z ⋅ 103 K
E
⎛g
⎞
⎛E ⎞
1 − 0,33 ⋅ n + lg⎜ z ⎟ − 0,14 ⋅ lg⎜ m pe ⎟
Uz
10
g
⎝ ⎠
⎝ n
⎠
mit pe ≈
4⋅c
(1 + c )2
(10)
In Tabelle 6.2 sind die nach dieser Methode errechneten Normtemperaturen für die
untersuchten Elemente dargestellt.
Für die jeweiligen Konzentrationen c sind bereits Ergebnisse der nachfolgenden
Auswertung verwendet worden.
0
7,17
57.854
9
9 0,10 0,33
10.165
Al0 396
5,98
0
3,14
25.348
4
2 0,05 0,18
7.051
Mg0 517
7,65
0
5,10
41.197
5
3 0,10 0,33
9.399
Ar0 764
15,76
0
13,17 106.238 5
5 0,90 1,00
18.774
Ionen
Mg1 293
15,03
1
8,65
69.805
2 0,10 0,33
15.852
Mg1 448
15,03
1
11,63
93.800 10 14 0,10 0,33
15.902
4
Normtemperatur
7,65
Elektronendruck
Mg0 278
En / eV En / cm-1 gm gn
Konzentration
Ladung
z
Anregungsenergie
Ionisierungs
-energie
Ez / eV
Spezies
Neutrale
statistisches
Gewicht
Tabelle 6.2: Berechnung der Normtemperatur für die ausgewählten Linien
c
pe
Tz* / K
Es zeigt, dass schon bei relativ niedrigen Temperaturen von ca. 7000 K bei der
betrachteten Aluminiumlinie ein Intensitätsmaximum auftreten und somit die
Intensität dieser Linie mit höheren Temperaturen wieder abnehmen wird. Bei mehr
als 15000 K liegen die Normtemperaturen der Ionen und auch von Argon so hoch,
dass diese Linien in dem erwartungsgemäß darunter liegenden Temperaturbereich
im Lichtbogen vorrangig betrachtet werden.
6.4.1.4 PLASMAZUSAMMENSETZUNG AUS DER 3-ELEMENTEMODELLRECHNUNG
Mit Hilfe eines Berechungsprogramms zur Bestimmung der Plasmazusammensetzung sind für ein 3-Element-System aus Magnesium, Aluminium und Argon die
Teilchendichten aller Spezies unter Voraussetzung der Gültigkeit von LTG bestimmt
worden, /WM98/. Hieraus wird ersichtlich, dass sich bereits ab etwa 5000 K eine
VERSUCHSAUSWERTUNG
111
Elektronendichte von mehr als 1022 m-3 einstellt. Bis etwa 8000 K steigt die
Ladungsträgerdichte vorrangig mit der Ionisation der Metalle an und stagniert dann
bis etwa 11000 K. Bei höheren Temperaturen nimmt die Ladungsträgerdichte wieder
mit der zunehmenden Ionisation von Argon bis auf etwa 15000 K zu, wo Argon mit
einer Ionisationsenergie von 15,7 eV seine Normtemperatur erreicht.
1E25
1E24
Teilchendichte / m
-3
1E23
1E22
1E21
1E20
1E19
1E18
ges.
Mg0
Mg1
1E17
1E16
a
Al0
Al1
-
e
Ar0
Ar1
1E15
0
5.000
10.000
15.000
20.000
Bild 6.22 Teilchendichteverteilungen für ein 3-Element-System nach /WM98/ mit:
10 % Magnesium, 5 % Aluminium und 85 % Argon
Mit der im vorhergehenden Kapitel dargestellten Abschätzung ist damit von der
Gültigkeit des LTG für die in MSG-Lichtbögen zu erwartenden Temperaturen von
etwa 10000 bis 15000 K ausgehen.
6.4.1.5 LINIENIDENTIFIKATION
In Vorversuchen wird zur Identifikation eine Analyse der Linienspektren mit der
Zuordnung der einzelnen Linien zu den Elementen und deren Anregungsniveaus
durchgeführt. In Tabelle 6.3 sind die notwendigen spezifischen Daten der in dieser
Untersuchung im Grundwerkstoff, im Elektrodendraht und im Schutzgas enthaltenen
Elemente dargestellt.
In dem aus verschiedenen Einzelspektren zusammengesetzten Übersichtsspektrum
in Bild 6.23 sind alle in dieser Arbeit identifizierten und untersuchten Linien, sowie in
Tabelle 6.4 die dazugehörigen plasmaphysikalischen Stoffdaten dargestellt. Hieraus
112
VERSUCHSAUSWERTUNG
ist ersichtlich, dass im gesamten betrachteten Wellenlängenbereich neben den
identifizierten Linien der Elemente Magnesium, Aluminium und Argon keine weiteren
erkennbar angeregt werden. Von den zugemischten Aktivgaskomponenten Stickstoff
und Sauerstoff werden in dem untersuchten Spektralbereich keine Linien identifiziert.
Bei etwa 470 nm wird andeutungsweise eine Bandenstruktur erkennbar, die sich
jedoch mit der maximal zur Verfügung stehenden Auflösung des hoch auflösenden
Gitters mit 1800 Linien/mm bei der Brennweite des verwendeten Polychromators von
4
2
Argon
Ar0 738,4
Ar0 763,7
Ar0 772,2
6
Mg 0 516,7/517,3/518,1
Mg0 277,7-278,3
Mg1 292,9
Al0 308,2/309,3
3
8
Mg1 448,1
10
Al0 394,4 / Al0 396,2
Mg0 382,9/383,2/383,8
Mg0 285,2
12
-2
-1
Intensität I / 10 Wcm nm sr
-1
500 mm spektral nicht ausreichend auflösen lässt, vgl. auch Bild 6.26.
850
800
750
700
650
600
550
500
450
400
350
300
250
0
Wellenlänge λ / nm
Bild 6.23: Übersichtsspektrum mit den identifizierten Linien (ausgewertete Linien
sind fett markiert), Gitter 300 Linien/mm
Ionenlinien treten lediglich für Magnesium auf, für Aluminium und Argon werden
keine sichtbar. Insbesondere im UV-Bereich zwischen 277 nm und 282 nm sowie bei
293 nm
liegen
verschiedene
Multiplets
des
neutralen
und
des ionisierten
Magnesiums dicht nebeneinander, so dass erst eine höhere Auflösung eine weitergehende Identifikation ermöglicht. Insbesondere im UV-Bereich werden daher
Spektren mit einem hoch auflösenden Gitter, d.h. mit 1800 Linien/mm aufgenommen,
Bild 6.24 und Bild 6.25.
VERSUCHSAUSWERTUNG
113
39,95
14,01
16,00
1,01
26,98
24,31
54,94
Verdampfungs
-Enthalpie
----9,85
5,16
4,51
-------------
SchmelzEnthalpie
15,76
14,53
13,61
13,60
5,98
7,65
7,43
Siedepunkt
eV
Schmelzpunkt
eV
Atommasse
Dissoziationsenergie
Argon
Stickstoff
Sauerstoff
Wasserstoff
Aluminium
Magnesium
Mangan
Ionisisationsenergie
Tabelle 6.3: Physikalische Daten der im Grundwerkstoff bzw. im Elektrodendraht
und im Schutzgas enthaltenen Elemente
K
K
kJ/mol
kJ/mol
84
63
56
14
933
924
1533
87
77
90
21
2740
1380
2424
1,18
0,36
0,22
0,059
10,67
8,95
14,64
6,43
2,79
3,41
0,449
293,7
128,7
219,7
In Bild 6.24 sind ausschließlich Linien vom Magnesium zu sehen. Das Multiplet
Mg0 277,7 nm - 278,3 nm3 liegt in der Flanke der sich anschließenden Ionenlinien
Mg1 279,1 nm, 279,8 nm und 281,0 nm, zwischen denen die deutlich selbstumgekehrten Resonanzlinien Mg1 279,6 nm und 280,3 nm zu erkennen sind. Da deren
Überlagerung nicht aufzulösen ist und eine noch höhere Auflösung mit dem
Versuchsaufbau nicht möglich ist, werden diese Ionenlinien nicht ausgewertet.
Es folgt zu höheren Wellenlängen hin die sehr stark selbstumgekehrte Resonanzlinie
Mg0 285,2 nm des neutralen Magnesiums, die vom Grundniveauterm ausgeht. Da
hierfür keine üblichen Auswerteverfahren einsetzbar sind, wird diese in der Auswertung nicht berücksichtigt. Die rechts hiervon bei 291,7 nm liegende Linie kann
nicht eindeutig identifiziert werden, da hier mehrere Linien übereinander liegen.
Zur rechten Seite des Spektrums hin liegen in Bild 6.24 zwei weitere Linien, die
Ionenlinien Mg1 292,9 nm und 293,6 nm. Letztere wird von mehreren Mg0-Linien
überlagert und ist daher für eine Auswertung nicht geeignet.
3
Anmerkung:
In der Indizierung entspricht der Index 0 dem neutralen (angeregten, aber nicht ionisierten) Zustand
und der Index 1 dem angeregten einfach ionisierten Zustand.
114
VERSUCHSAUSWERTUNG
Mg1 292,9
Mg1 293,6
Mg0 292,6-294,1
2
1
Mg0 291,5
3
Mg0 285,2 Resonanzlinie
Mg0 277,7-278,3
3
-2
-1
-1
Mg1 279,1-280,3
Resonanzlinien
0
275
280
285
290
295
Bild 6.24: Hochaufgelöstes Spektrum mit den identifizierten Linien (ausgewertete
Linien sind fett markiert), 1.800 Linien/mm, λMitte = 285 nm
Mg0 382,9-383,8
3
8
6
4
Al0 396,2
10
Al0 394,5 Resonanzlinie
-1
12
-2
-1
14
2
0
380
385
390
395
400
Bild 6.25: Hochaufgelöstes Spektrum mit den identifizierten Linien (ausgewertete
Linien sind fett markiert), 1.800 Linien/mm, λMitte = 390 nm
Aus Bild 6.25 wird ersichtlich, dass eine deutliche Selbstumkehr aller Linien des
Tripletts Mg0 382,9 nm, 383,2 nm und 383,8 nm vorliegt. Die nicht von einem
VERSUCHSAUSWERTUNG
115
Grundniveauterm ausgehenden Linien zeigen ausgeprägte Kuppen, so dass sie für
Temperaturbestimmung mit der Methode nach BARTELS geeignet sind.
Im weiteren Verlauf zu höheren Wellenlängen hin liegen die zwei Linien des
neutralen Aluminiums Al0 394,4 nm und 396,2 nm. Während hier erstere vom
Grundniveauterm ausgeht, bezieht sich letztere auf ein etwas über dem Grundniveau
liegendes Zwischenniveau.
Es folgen Mg1 448,1 nm und das Triplett Mg0 516,7 nm, 517,3 nm und 518,1 nm, die
lediglich mit einer niedrigen spektralen Auflösung (Gitter mit 300 Linien/mm)
aufgenommen worden sind, Bild 6.26. Die bei ca. 470 nm liegende Molekülbande
wird nicht ausgewertet, da sie mit dem in dieser Arbeit verwendeten Messsystem
Mg0 516,7-518,4
Mg1 448,1
4
3
3
-2
-1
-1
nicht ausreichend auflösbar ist.
2
1
0
400
425
450
475
500
525
550
Bild 6.26: Spektrum mit den identifizierten Linien (ausgewertete Linien sind
markiert), 300 Linien/mm, λMitte = 480 nm
Zum IR-Bereich hin liegen zwischen 700 nm und 850 nm diverse Argonlinien, von
denen lediglich die drei bezeichneten Ar0 738,4 nm, 763,7 nm und 772,2 nm, für die
weitere Auswertung geeignet sind, da sie bei der niedrigen Auflösung ohne
Überschneidung mit anderen Linien auftreten, Bild 6.27.
In dem gesamten untersuchten Spektralbereich sind keine Linien vom ionisierten
Aluminium aufgefunden worden, obwohl die Ionisierungsenergie von Aluminium
116
VERSUCHSAUSWERTUNG
5,98 eV gegenüber 7,65 eV für Magnesium beträgt. Die Al1-Linien liegen
überwiegend unterhalb der hier betrachteten Grenze von 275 nm, doch trotz ihrer
hohen relativen Intensität und hohen Übergangswahrscheinlichkeit sind Al1 281,1 nm
Ar0 763,5
2,0
1,0
Ar0772,4
Ar0 738,4
1,5
3
-2
-1
-1
und Al1 388,8 nm nicht sichtbar geworden.
0,5
0,0
700
725
750
775
800
825
850
Bild 6.27: Spektrum mit Argon Linien (ausgewertete Linien sind markiert),
300 Linien/mm, λMitte = 770 nm
Wegen der gegenüber Metallen mehr als doppelt so hohen Ionisierungsenergie von
15,76 eV ist das Auftreten von Argon-Ionenlinien ebenfalls unwahrscheinlich. So tritt
Ar1 434,8 nm mit der in diesem Bereich höchsten relativen Intensität und höchsten
Übergangswahrscheinlichkeit nicht erkennbar auf.
Damit deutet sich bereits aus den Ergebnissen dieser Linienidentifikation an, dass
Magnesium trotz seines geringen Legierungsanteils von 5 % die Eigenschaften des
Lichtbogenplasmas maßgeblich beeinflusst.
In der gesamten Breite des untersuchten Spektralbereiches treten somit die Linien,
die für eine weitere Auswertung geeignet sind, für folgende Spezies auf:

Magnesium: je zwei Linien bzw. Multiplets von Mg0 und Mg1

Aluminium: eine Linie von Al0

Argon: drei Linien von Ar0
VERSUCHSAUSWERTUNG
117
Die plasmaphysikalischen Daten aller weitergehend auswertbaren Linien sind
zusammenfassend in Tabelle 6.4 dargestellt, Termschemata bzw. GrotrianDiagramme mit den dazugehörigen Energieniveaus s. Anhang Kap. 8.2).
Mg0
oberes statistisches Gewicht
/CRC**/
Anregungsenergie
/NIST98/
Wellenlänge
Spezies /NIST98/
λ/nm
Übergangswahrscheinlichkeit /NIST98/
Tabelle 6.4: Plasmaphysikalische Daten zu den untersuchten Linien
Anm/108 s-1
g
En/cm-1
277,6690
277,8271
277,9820
277,9834
278,1416
278,2971
278,0
Σ
382,9355
383,2299
383,2304
383,8290
383,8292
383,8295
516,7321
517,2684
518,3604
Mg1
292,8633
448,1126
448,1150
448,1325
Al0
396,1520
1,312
1,775
1,314
3,952
5,313
2,176
5,2
0,8902
0,6666
1,2
0,0445
1,594
0,3996
0,0767
0,3291
0,5464
1,2
2,280
0,1524
2,152
1,01
Ar0
738,3980
5
3
3
5
1
3
3
3
5
3
7
5
57874
57833
57833
57874
57813
57833
9
57854
Elektronenkonfiguration
/NIST98/
Integrationsgrenzen
für das
Linienprofil
∆λ/nm
3s3p - 3p2
277,3-278,6
---383,6-383,7
47957
3s3p - 3s3d
384,2-384,3
3
41197
3s3p - 3s4s
505,3-530,4
2
69805
3p - 4s
292,6-293,4
14
93800
3d - 4f
445,7-450,7
2
25348
0,0874
5
107290
763,5105
0,274
5
106238
772,3760
0,0564
3
106087
772,4207
0,1271
3
107496
3s2 ( 1S)3p 3s2 ( 1S)4s
3s2 3p5 ( 2P°3/2)4s 3s2 3p5 ( 2P°1/2)4p
3s2 3p5 ( 2P°3/2)4s 3s2 3p5 ( 2P°3/2)4p
3s2 3p5 ( 2P°3/2)4s 3s2 3p5 ( 2P°3/2)4p
3s2 3p5 ( 2P°1/2)4s 3s2 3p5 ( 2P°1/2)4p
395,6-397,0
736,0-741,1
759,9-767,5
770,0-774,9
118
VERSUCHSAUSWERTUNG
6.4.2 Radiale Flächenstrahldichteprofile
In der weiteren Auswertung werden verschiedene Verfahren zur Bestimmung der
radialen Temperaturprofile verwendet und die Ergebnisse miteinander verglichen.
Für diese Methoden sind als vorbereitende Arbeiten in der Auswertung die absolute
Kalibrierung der Spektren, die Überprüfung der optischen Dichte, die Integration über
die Linienprofile und die Transformation nach der Methode von ABEL notwendig und
werden daher im Folgenden dargestellt.
6.4.2.1 ABSOLUTE KALIBRIERUNG
Aus den gemessenen Intensitätsverteilungen werden die Flächenstrahldichteverteilungen durch Kalibrierung mit Strahlungsnormalen berechnet. Dazu werden die
gemessenen Intensitäten von zwei Normalstrahlern vermessen, vgl. Kap. 5.6.4.3:
1. für λ > 350 nm: Wolframbandlampe Nr. 330, I = 13,180 A,
Tschwarzer Körper = 2600 K (Herstellerangabe)
2. für λ < 350 nm: Xenon-Plasma-Blitzlampe, 400 torr, I = 1,1 kA,
Tschwarzer Körper = 12000 K ± 1,5%
Die verwendeten Belichtungszeiten der Kalibrierlichtquellen und der Messungen am
Lichtbogen sind in Tabelle 6.5 für alle betrachteten spektralen Bereiche dargestellt.
Für einen Vergleich der beiden unterschiedlichen Methoden sind mit beiden
Kalibriernormalen überschneidende Aufnahmen bei einer Gitterstellung mit der
Mittenwellenlänge 390 nm gemacht worden.
Die absolute Kalibrierung aller Spektren wird wie folgt durchgeführt:
absolute Flächenstrahldichte =
Strahldichte Messung
t Messung
⋅
⋅ Normaltemperatur
Stahldichte Kalibrierung t Kalibrierung
Die Messung der Normal-Flächenstrahldichten von der Wolframbandlampe und der
Xenon-Plasma-Blitzlampe erfolgt mittels einer Abbildung des Messobjektes auf den
Eingangsspalt des Polychromators mit dem gleichen Versuchsaufbau wie zur
Messung der Intensitätsspektren des Lichtbogens.
VERSUCHSAUSWERTUNG
119
Tabelle 6.5: Belichtungszeiten für die absolute Kalibrierung mit einer
Wolframbandlampe und einer Xenon-Plasma-Blitzlampe
λMitte
nm
Kantenfilter
Gitter
tKalibrierung
tMessung
nm
Linien/mm
285
390
555
560
790
285
--/---/-400
--/-600
--/--
µs
Lichtbogen
1
1
15
10/30
300
--/--
390
--/--
480
--/--
555
600
400
--/--
770
600
µs
Wolframband Xenon-Plasma
--/-3
160.000
0,7
560.000
12.000
20.000
--/-0,1
--/-0,15
--/-0,3
--/-0,7
1.000
0,1
2.000
5.000
7.000
400
800
800
200
250
300
350
1800
300
0,1/0,05
0,05
0,1
0,3
1
6.4.2.2 ÜBERPRÜFUNG DER OPTISCHEN DICHTE
Während
für
das
Verfahren
nach
BARTELS
die
absolut
kalibrierten
Kuppenstrahldichten von Linien aus optisch dicker Schicht verwendet werden,
werden zur Berechnung der Emissionskoeffizienten Linien ausgewertet, die aus
optisch dünner Schicht stammen. Zur Anwendung der letzteren Methode ist es
notwendig, die Volumenstrahldichte durch die so genannte inverse ABELTransformation zu berechnen, /Neu67/.
Voraussetzung hierfür ist, dass der Absorptionsanteil weniger als 5 % beträgt.
Hinsichtlich der in Tabelle 6.4 ausgewählten Linien ist mit der Abschätzung der
optischen Dichte nach dem Verfahren ROMPE/STEENBECK /RS67/ (Kriterium 4 und
5) von einer hinreichend geringen Absorption auszugehen.
120
VERSUCHSAUSWERTUNG
Darüber hinaus gilt nach LOCHTE-HOLTGREVEN /LOC95/ die Selbstabsorption mit
folgender Abschätzung als vernachlässigbar für eine gemessene Strahlungsdichte:
ε gemessen ≤ 0,1 ⋅ ε schwarzerStrahler
Die einfache Überprüfung mittels Verwendung eines rückseitig des Lichtbogens
aufgestellten Spiegels kann in dem verwendeten Aufbau nicht eingesetzt werden, da
die Zugänglichkeit durch die Spannelemente zu Probenaufspannung verhindert wird.
6.4.2.3 INVERSE ABELTRANSFORMATION
Die im Rahmen der Spektroskopie durchgeführte optische Strahlungsmessung der
aus dem Lichtbogen emittierten Strahlung basiert auf einer zweidimensionalen Projektion des dreidimensionalen Lichtbogens.
In den gemessenen Intensitätsspektren, die wie in Kap. 6.4.2 beschrieben als
absolute Flächenstrahldichten kalibriert werden, ist die gesamte emittierte Strahlung
in Tiefenrichtung, d. h. senkrecht zur Aufnahmeebene akkumuliert. Für die weitere
Auswertung wird jedoch die radial verteilte Volumenstrahldichte benötigt. Zur Rekonstruktion des dreidimensionalen Objektes, beschrieben durch die Funktion f (r ,ϕ , Θ) ,
aus einer zweidimensionalen Projektion, der Flächenstrahldichte h( x, y, z ) , wird die
inverse ABEL-Transformation entsprechend angewandt, Bild 6.28.
Bild 6.28 Geometrischer Zusammenhang zwischen Radialverteilung f(r) und der
Querverteilung h(y)
VERSUCHSAUSWERTUNG
121
Mit der Annahme einer radialen Zylindersymmetrie sowie bei einer zur Symmetrieachse senkrechten Beobachtung, wie es bei der hier durchgeführten „side-on“Beobachtung des Lichtbogens in guter Näherung zutrifft, kann die Radialverteilung
wie folgt berechnet werden:
mit f ( x, y, z ) = ε ( x, y, z ) = const und für r, z = const gilt für die Radialverteilung:
R
d (h( y ) )
dy
ε (r ) = 1 ∫
2
π r dy
y − r2
(11)
Da sowohl die Differentiation als auch die Integration nur für bekannte, analytisch
beschreibbare Funktionen direkt vollzogen werden kann, hier jedoch ausschließlich
Wertepaare vorliegen, wird das numerische Verfahren nach W. Neumann verwendet,
/Neu67/ .
Die Durchführung der hier beschriebenen ABEL-Transformation ist ausschließlich für
optisch dünne Linien geeignet, bei denen die Absorption gegenüber der Emission
vernachlässigbar ist, d.h. < 5 % ist, vgl. Kap. 6.4.2.
Zur Berechnung der Radialverteilungen von Teilchendichten und Temperaturen
werden damit für die in Tabelle 6.4 ausgewählten Spezies nach einer Integration
über das Linienprofil berechnet. Dazu wird über die jeweiligen vollständigen
Linienprofile integriert. Zur Definition der Integrationsgrenzen in Wellenlängenrichtung wird ein geeignetes Lorentz-Profil in den Untergrund hineingelegt bzw.
extrapoliert, so dass die Integralfläche dem Lorentz-Flächenprofil bis auf den Grund
entspricht.
Für die Berechnung der Volumenstrahldichte werden somit das rechte und das linke
Radialprofil jeweils getrennt geglättet, Abel-transformiert und anschließend ein
gemitteltes Profil bestimmt.
In Bild 6.29 und Bild 6.30 sind die radialen Volumenstrahldichteprofile für die optisch
dünnen Linien dargestellt. Aus der Übersicht geht hervor, dass in allen Profilen die
Strahldichten der Mg-Linien für die sauerstoffhaltigen Schutzgase über denen der
stickstoffhaltigen liegen, wohingegen die für Reinargon am niedrigsten sind.
Bemerkenswert sind die Zwischenminima in den zur Lichtbogenmittelachse
annähernd linear ansteigenden Volumenstrahldichteprofilen der neutralen Linien
122
VERSUCHSAUSWERTUNG
(links im Bild), während bei den Profilen der Ionenlinien (rechts) ein außermittiges
Maximum auftritt.
neutrales Magnesium
ionisiertes Magnesium
Mg0 278 nm
450
375
50
Argon
Ar + 0,1% N2
Ar + 0,1% O2
225
150
20
75
10
6
Volumenstrahldichte / 10 Wm sr
-1
40
-3
300
Mg1 293 nm
60
30
0
0
0
1
2
3
4
Mg0 517 nm
300
0
1
25
200
20
150
15
100
10
50
5
3
4
3
4
Mg1 448 nm
30
250
2
0
0
0
1
2
3
4
0
Lichtbogenradius / mm
1
2
Bild 6.29 Radialprofile der absoluten Volumenstrahldichten von Magnesium,
1,0 mm Drahtdurchmesser
Für alle Schutzgase liegt beim Profil der Linie Mg0 517 sowie ebenso für StickstoffZumischung bei Mg0 278 die Position der Zwischenminima bei 0,25 mm, wohingegen
für Argon und Sauerstoff-Zumischung bei Mg0 278 das Minimum radial weiter außen
auf 0,5 mm verlagert ist.
Eine Ursache für diesen Versatz liegt in der nicht gleichzeitigen Messung. Zum einen
schwankt die Ausbildung des hellen Lichtbogenkerns aufgrund stochastischer
Prozessschwankungen
selbst.
Andererseits
ändert
sich
die
Position
der
anodenseitigen Elektrodendrahtspitze im Lichtbogen, da jeder Tropfenübergang
stochastisch veränderlich ist und somit auch die Lichtbogenlänge sich ändert. Hinzu
kommt die Trägheit des Regelverhaltens des Lichtbogenlängenreglers, der in
Abhängigkeit von der Lichtbogenspannung die Frequenz und den Grundstrom mit
einer Regelreaktionszeit regelt, die größer als die Periodendauer ist. Darüber hinaus
erfolgt nach jeder Aufnahme eines Spektrums eine Speicherung der Messdaten und,
VERSUCHSAUSWERTUNG
123
falls erforderlich, ein Ausrichten des Beugungsgitters, der Aufnahmeoptik sowie das
Wechseln
des
Schutzgases.
Infolgedessen
ist
durch
die
unterbrochenen
Schweißungen hinsichtlich der Höhenposition des Messebene mit einer Toleranz von
etwa +/- 0,5 mm zu rechnen.
Als Fehlerabschätzung folgt hieraus ein Fehler von 5 % für die Auswertung.
Eine gleichzeitige hochauflösende Messung in allen betrachteten Spektralbereichen
war mit dem verwendeten Aufbau nicht möglich.
Es wurden daher jeweils die Linien Mg0 278 und Mg1 293 (oben in Bild 6.29) sowie
die Linien Mg0 517 und Mg1 448 (unten in Bild 6.29) gleichzeitig und somit auch mit
der gleichen Gitterstellung aufgenommen.
In Bild 6.30 sind die Volumenstrahldichteprofile der nicht ionisierten Elemente
Aluminium und Argon dargestellt. Für Aluminium stellt sich ein ähnliches Profil wie
bei Magnesium mit einem linearen Anstieg von etwa 2 mm zum Kern hin ein, der von
einem Zwischenminimum bei 0,25 mm unterbrochen wird. Dagegen ist das
Radialprofil von Argon gekennzeichnet durch einen flachen zweistufigen Anstieg vom
Rand bis etwa 2,5 mm und anschließend bis etwa 1,2 mm, sowie von diesem radial
außermittig gelegenen Maximum mit einem ebenfalls linearen Abfall zum
6
-3
Volumenstrahldichte / 10 Wm sr
-1
Lichtbogenkern hin.
Al0 396 nm
30
25
5
Argon
Ar + 0,1% N2
Ar + 0,1% O2
20
15
Ar0 764 nm
6
4
3
10
2
5
1
0
0
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
Bild 6.30 Radialprofile der absoluten Volumenstrahldichten von nicht-ionisiertem
Aluminium und Argon, 1,0 mm Drahtdurchmesser
Bemerkenswert ist, dass das Zwischenminimum für Aluminium bei etwa 0,25 mm an
gleicher radialer Position liegt, wie bei den nicht ionisierten Magnesiumprofilen beim
Schutzgas Reinargon sowie auch mit Sauerstoffzumischung. Dieses deutet ebenfalls
darauf hin, dass ein Versatz in der Aufnahme vom Spektrum mit Stickstoff-
124
VERSUCHSAUSWERTUNG
zumischung bei einer Mittenwellenlänge von 285 nm auf unterschiedliche axiale
Ausrichtung im Vergleich zu allen anderen Aufnahmen zurückzuführen ist.
6.4.3 Temperaturprofil aus der Methode nach Bartels
Die Methode nach Bartels /Bar49/ ermöglicht eine Temperaturbestimmung direkt aus
der sogenannten Kuppenstrahldichte von Linienstrahlung, die aus optisch dicker
Schicht stammt. Diese Methode basiert auf der Auswertung des Absorptionsgrades,
wonach die Temperatur aus der Höhe der Strahldichte an den Kuppen von
selbstabsorbierten Linienprofilen wie folgt bestimmt wird.
Diese Methode erfordert eine monoton aus der Lichtbogenmitte abfallende
Strahldichte und es dürfen keine Resonanzlinien, d.h. von Grundtermniveau
ausgehende Linien, ausgewertet werden.
Mit der unteren und oberen Anregungsenergie Em und En folgt aus der
Kuppenstrahldichte:
LvK = S vM M Ymax ( p*)
und mit M =
(12)
⎡
⎤
Em
M2 ⎥
6
, p* = arctan ⎢
, Ymax = 0,736 + 0,264 p *2 die Gleichung
2
En
π
⎢ 1 + 2M ⎥
⎣
⎦
für die Maximaltemperatur:
Tmax =
hc
λ kB
1
⎡ 2hc 2
ln ⎢1 + 5
λ
⎣⎢
(
)
⎤
Em
0,736 + 0,264 p *2 1 ⎥
En
LvK ⎥
⎦
(13)
Hier werden die Kuppenstrahldichten der Linien aus dem selbstumgekehrten LinienTriplett Mg0 382,9 –383,8 nm ausgewertet und die Temperatur mit der BartelsMethode jeweils separat für die linke und rechte Kuppe der Linien Mg0 383,3 nm und
Mg0 383,8 nm durchgeführt. Die Linie Mg0 382,9 nm wird nicht ausgewertet, da bei
ihr die Kuppen lediglich im inneren Lichtbogenbereich deutlich unterscheidbar sind.
Aus den Radialverläufen der Kuppenstrahldichten ergeben sich für die drei unterschiedlichen Schutzgaszusammensetzungen ähnliche Temperaturprofile, Bild 6.31.
Von einem außermittig liegenden Temperaturmaximum von etwa 11500 K bis
12000 K fällt die Temperatur um maximal etwa 500 K zur Lichtbogenmittelachse ab.
VERSUCHSAUSWERTUNG
125
Das Temperaturmaximum liegt für Reinargon mit 11300 K bei etwa 0,8 mm, während
es bei 0,1 % Aktivgaszumischung mit 11600 K für Stickstoff und 11900 K für
Sauerstoff um 0,2 mm weiter innen liegt. Nach außen ist das Temperaturprofil bei
Sauerstoffzumischung etwa 0,4 mm breiter als bei Stickstoffzumischung und bei
Reinargon.
Radial
14.000
Argon
Ar + 0,1% N2
Ar + 0,1% O2
Temperatur T / K
12.000
10.000
8.000
6.000
0
0
1
2
3
4
Lichtbogenradius r / mm
Axial
14.000
Argon
Ar + 0,1% N2
Ar + 0,1% O2
Temperatur T / K
12.000
10.000
8.000
6.000
0
0
1
Schmelzbad
2
3
4
5
6
Lichtbogenlänge l / mm
7
8
9
Elektrode
Bild 6.31 Radial- und Axial-Temperaturverläufe aus der Berechnung mit der
Methode nach Bartels für 1,0 mm dicken Elektrodendraht
Als Bedingung für die Verwendung der Methode nach BARTELS wird ein radial
monoton vom Bogenkern nach außen abfallender Temperaturverlauf vorausgesetzt.
126
VERSUCHSAUSWERTUNG
Daher ist mit den oben dargestellten Ergebnissen eines nicht zentral liegenden
Temperaturmaximums zumindest die quantitative Aussagefähigkeit problematisch.
Dennoch soll die Größenordnung der Maximaltemperatur als Vergleich für die
weitere Untersuchung dienen.
Aus dem axialen Verlauf wird ersichtlich, dass bei Reinargon die Temperatur etwa
500 K geringer und die Lichtbogenlänge etwa 1 mm länger gegenüber Argon mit
0,1 % Sauerstoffzumischung ist. Letzteres Ergebnis entspricht den Ergebnissen aus
den Untersuchungen mit der Hochgeschwindigkeitsfilmtechnik in Kap. 6.3.1. Hier
wurde ein um 1,5 mm kürzerer Lichtbogen bei 0,1 % Sauerstoff und 1,8 mm bei
Stickstoff beobachtet, vgl. Bild 6.16.
6.4.4 Temperaturprofile aus der relativen Methode
Aus dem Emissionskoeffizienten lässt sich für jede Spezies aus der emittierten
Strahlung εnm bei Kenntnis der Temperaturverteilung T(r) und den in Tabelle 6.4
zusammengestellten plasmaphysikalischen Daten die radial verteilte Teilchendichte
als na (r ) bestimmen, vgl. Kap.6.4.1.1.
6.4.4.1 QUOTIENT AUS EMISSIONSKOEFFIZIENTEN MIT GLEICHEM
IONISIERUNGSGRAD
Mit der relativen Methode lässt sich die zunächst unbekannte Temperaturverteilung
aus dem Quotienten zweier Emissionskoeffizienten der gleichen Spezies und
gleichen Ionisationsgrades z berechnen, da hier die unbekannte, aber in beiden
Fällen gleiche Teilchendichte na aus dem Quotienten heraus fällt.
Aus dem Quotienten der Emissionskoeffizienten
T=
εa
folgt somit die Temperatur:
εb
⎧a = Ion ⎫
⎧a = Atom ⎫
E a − Eb
mit z: ⎨
⎬ oder ⎨
⎬ (14)
b = Ion ⎭
b = Atom ⎭
⎡ ⎛ εb ⎞
⎛ g n a Anma λb ⎞⎤
⎩
⎩
⎟⎥
k B ⎢ln⎜ ⎟ + ln⎜⎜
⎟
g
A
λ
n
nm
a
⎢⎣ ⎝ ε a ⎠
b
⎠⎥⎦
⎝ b
Damit lässt sich die radiale Temperaturverteilung T(r) direkt aus dem Quotienten der
beiden Emissionskoeffizienten bestimmen.
Für diese Methode ist eine möglichst große Differenz zwischen den Anregungsenergien der ausgewählten Linien erforderlich, um den Fehlereinfluss aus der
Quotientenbildung klein zu halten.
VERSUCHSAUSWERTUNG
127
Diese Methode wird für das Multiplet Mg0 278,0 nm und das Triplett Mg0 516,7, 517,3
und 518,1 nm sowie für Mg1 292,9 und Mg1 448,1 nm angewendet, Bild 6.32. (In der
weiteren Auswertung wird bei der Zuordnung der Linien auf die Nachkommastelle in
der Wellenlängenangabe verzichtet).
In
den
aus
den
Strahldichten
Temperaturverteilungen
liegen
der
die
nicht
ionisierten
Temperaturen
Spezies
für
ermittelten
Argon
und
Sauerstoffzumischung mit Maxima bei etwa 18000 K wesentlich höher als für
Stickstoffzumischung mit 13000 K.
Wie bereits in Bild 6.29 ersichtlich sowie auch in Kap. 6.4.2 erläutert, liegt dieser ausgeprägte Unterschied bei der Temperaturverteilung in dem radialen Versatz der
beiden Strahldichteprofile von Mg0 278 und Mg0 517 begründet. Über die
Quotientenbildung werden daher kleine Fehler in der radialen Zuordnung der Strahldichtprofile außerordentlich verstärkt und führen zu großen Fehlern bei der
Temperaturberechnung. Dieses trifft in diesem Fall insbesondere auf Profile von
Reinargon und vom sauerstoffhaltigen Schutzgas zu.
Bezogen auf das Zwischenminimum der neutralen Intensitäts-Profile, sind die Profile
neben dem radialen Versatz für die betrachteten Linien insgesamt sehr
unterschiedlich. An den Rändern der Profile wirken sich Fehler bei geringen
Intensitäten wie auch bei großen Gradienten sehr stark aus. Selbst dazwischen in
dem Bereich der ansteigenden Flanke zwischen etwa 2 mm und 1 mm sind die
Anstiegsgradienten der beiden Profile verschieden. Bei Mg0 278 tritt ein eher
schwächer werdender und bei Mg0 517 ein zunehmend steilerer Anstieg auf, so dass
insbesondere hier eine Fehlerverstärkung vorliegt.
Dieser Fehler ist in den aus den Ionenstrahldichten bestimmten Temperaturverteilungen in Bild 6.32 wesentlich geringer, da hier der radiale Versatz der
jeweiligen Strahldichteprofile geringer ist.
Als Ursachen für diese Abweichungen sind neben einer zunehmenden Absorption
das Glätten bei der Berechnung der Volumenstrahldichten und bei der Abelinversion
sowie Positionsänderungen des Lichtbogens bei nicht gleichzeitig durchgeführten
Aufnahmen zu nennen.
128
VERSUCHSAUSWERTUNG
Reinargon
Argon + 0,1% N2
Argon + 0,1% O2
18.000
Temperatur / K
16.000
14.000
12.000
10.000
8.000
6.000
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
Mg0 517/Mg0 278
0
1
2
3
4
Mg1 448/Mg1 293
Bild 6.32 Radiale Temperaturverteilung, relative Methode mit dem Quotienten
aus den Emissionskoeffizienten mit gleichem Ionisierungsgrad,
Lichtbogenmittelachse bei r = 0, Elektrodendrahtdurchm. 1,0 mm.
Als Ergebnis ist festzustellen, dass auch mit dieser Berechnungsmethode ein
Temperaturmaximum
1,6 ... 1,9 mm
wie
radial
bereits
außerhalb
bei
den
der
mit
Lichtbogenmittelachse
der
Bartelsmethode
bei
etwa
berechneten
Temperaturverteilungen hervortritt. Im Vergleich zur Bartelmethode wird hier ein
ausgeprägter Temperaturabfall zur Lichtbogenmitte sichtbar.
Zum Lichtbogenrand hin sind die Radialprofile abgeschnitten, da dort die
Abweichungen bzw. Fehler sehr groß werden. Dennoch ist mit dieser recht einfachen
Methode zum einen ein grobes Temperaturniveau ermittelbar, und andererseits
werden die mit der Methode nach Bartels ermittelten Temperaturen in Kap. 6.4.3
zumindest durch diese relative Auswertung der Emissionskoeffizienten von den
Profilen des ionisierten Magnesiums bestätigt. Ebenso wird mit dieser Methode das
radial außermittig liegende Temperaturmaximum nachgewiesen.
Bessere Ergebnisse sind mit dieser Methode zu erwarten, wenn die jeweils
ausgewerteten Spektrallinien in demselben Aufnahmefenster liegen und damit unter
identischen Bedingungen aufgenommen werden.
VERSUCHSAUSWERTUNG
129
6.4.4.2 QUOTIENT AUS EMISSIONSKOEFFIZIENTEN MIT UNTERSCHIEDLICHEM IONISIERUNGSGRAD
Mit größerer Differenz der Anregungsenergien durch Bildung des Quotienten aus
zwei Emissionskoeffizienten des gleichen Elementes wird die Qualität der Teilchendichte- bzw. Temperaturberechnung erheblich verbessert. Im Fall von unterschiedlichen Ionisierungsgraden kommt darüber hinaus für Ionen zur Anregungsenergie der
jeweiligen Spezies gegenüber dem nicht ionisierten Zustand noch die Ionisierungsenergie Ez hinzu. Damit wird der Quotient aus den Emissionskoeffizienten von Linien
mit unterschiedlichem Ionisierungsgrad z wie folgt ausgewertet.
ε0
folgt für z =
ε1
Aus dem Quotienten der Emissionskoeffizienten
⎧0 = Atom ⎫
⎨
⎬ die
⎩1 = Ion ⎭
Elektronendichte:
3 ⎛ E 0 − E1 − E z + ∆E z ⎞⎟
ε g n Anm0 λ1 (2π me k B T ) 2 ⎜⎜⎝
ne = n1 = 2 1 0
e
ε 0 g n1 Ann1 λ 0
h3
kBT
⎟
⎠
(15)
Die Erniedrigung der Ionisationsenergie ∆Ez wird nach LOCHTE-HOLTGREVEN
/Loc95/ unter Verwendung des Debye-Radius nach GRIEM /Gri64/ abgeschätzt. Mit
dem Einsetzen in die SAHA-EGGERT-Gleichung:
(
n1 ne ne
U 2π
=
=2 0
na
na
U1
2
me
NA
kBT
h3
)
3
2
⎛ − Ez ⎞
⎜
⎟
k T
e⎝ B ⎠
(16)
lässt sich nun unter Vorgabe der Elektronendichte ne die Teilchendichte im
Grundzustand:
na = ne
2
1 U0
2 U1
(2π
h3
me
NA
)
3
k BT 2
⎛ Ez ⎞
⎜
⎟
k T
e⎝ B ⎠
(17)
bestimmen, bzw. umgekehrt die Temperatur bei Kenntnis der Teilchendichten. Da
die Qualität der bisher in Kap. 6.4.3 und Kap. 6.4.4 bestimmten Temperaturverläufe
kaum für eine weitere Verarbeitung geeignet ist, wird im folgenden Kapitel ein
130
VERSUCHSAUSWERTUNG
geschlossenes nichtlineares Gleichungssystem entwickelt und diese Methode
anschließend weitergeführt.
6.4.5 Plasmazusammensetzung und Temperaturprofil aus dem nichtlinearen
Gleichungssystem
Mit der bisher schrittweise durchgeführten Berechnung der unbekannten Teilchendichte- und Temperaturverläufe pflanzen sich Fehler weiter fort und verstärken sich
z.T. erheblich, wie in Kap. 6.4.4 diskutiert. Demgegenüber hat eine iterative Lösung
eines Gesamtgleichungsystems für alle Unbekannten den Vorteil, dass für alle
Gleichungen eine Lösung mit kleinstem Fehler, z. B. nach Methode des kleinsten
Fehlersummenquadrates, ermittelt werden kann. Im Folgenden wird daher ein
Gleichungssystem entwickelt, mit dem die Teilchendichten aller Spezies und der
Temperatur berechnet werden wird.
6.4.5.1 DEFINITIONEN FÜR DAS NICHTLINEARE GLEICHUNGSSYSTEM
Für einen unter Umgebungsdruck frei brennenden Lichtbogen gilt die ideale
Gasgleichung:
∑ pi = ∑ ni kT ≡ 105 Pa
(18)
Es werden für alle Elemente sowohl die Teilchendichten der Neutralen wie auch die
der Ionen angesetzt. Hiermit, sowie unter Voraussetzung der Quasineutralität:
ne = n1 = nAr1 + nAl1 + nMg1
gilt das DALTONsches Gesetz:
(
(19)
)
nges = nAr0 + nAl 0 + nMg 0 + 2 nAr 1 + nAl1 + nMg1 =
p0
kT
(20)
Damit erhält man nun neben den Emissionskoeffizienten aus den Messungen für alle
radial bestimmten Volumenstrahldichten sowie der SAHA-EGGERT-Gleichungen für
die Ionendichten zwei zusätzliche Gleichungen.
Da aus den spektroskopischen Messungen auswertbare Radialverläufe als
gemessenes Ergebnis lediglich für die Spezies Mg1, Mg0, Al0, und Ar0 vorliegen, nicht
jedoch für das ionisierte Aluminium Al1 und Argon Ar1, wird das Gleichungssystem
zweistufig aufgebaut, Tabelle 6.6. Diese Vorgehensweise ist notwendig, da
VERSUCHSAUSWERTUNG
131
ansonsten das Gleichungssystem mit insgesamt acht Unbekannten über das
verwendete Verfahren nicht zu konvergenten Lösungen führt.
Im ersten Schritt wird ein Gleichungssystem unter Voraussetzung der Annahme
entwickelt, dass ausschließlich Magnesium mit der Teilchendichte nMg1 und Argon als
ne - nMg1 ionisiert werden. Im zweiten Schritt werden die Ionendichten von Aluminium
nAl1 und Argon nAr1 sowie eine verbesserte Elektronendichte ne* und eine verbesserte
Temperatur T* durch Einsetzten der Ergebnisse aus dem ersten System berechnet.
Tabelle 6.6: Übersicht der gegebenen und berechneten Parameter, jeweils als
Radialverläufe ( „*“ kennzeichnet die verbesserten Ergebnisse des
zweiten Schrittes gegenüber dem ersten)
εMg1
εMg0
εAl0
εAr0
1. Schritt
nMg1
nMg0
nAl0
nAr0
2. Schritt
nAl1
nAr1
gemessene Volumenstrahldichten
berechnete Teilchendichten,
Temperatur
ne
T
ne*
T*
Die zwei, im ersten Schritt zusätzlich benötigten Gleichungen werden - bei Vorgabe
der vier gemessenen Volumenstrahldichten - über zwei SAHA-EGGERT-Ansätze für
Aluminium und Argon bereitgestellt. Hinzu kommen die zwei Gleichungen für die
erweiterten Ansätze aus dem DALTONschen Gesetz und der Quasineutralität.
Die Berechnung und Lösung des Gleichungssystems wird mit der Software
MathCAD /MAT99/ durchgeführt, Auswertungsprogramm s. Anhang Kap. 8.1).
6.4.5.2 TEILCHENDICHTEN UND PARTIALDRÜCKE
In Bild 6.33 sind die Ergebnisse aus dem Gleichungssystem in Form der
berechneten radialen Teilchendichteprofile für die drei Schutzgaszusammensetzungen dargestellt.
Aus den Radialverläufen geht hervor, dass Ar0 im gesamten Bogenbereich mit etwa
4⋅1024 m-3 eine um 1,5 Größenordnungen höhere Teilchendichte gegenüber den
Metallen
besitzt.
Die
Teilchendichte
der
Metallionen
liegt
um
etwa
eine
Größenordnung über der der Metallneutrale.
Bemerkenswert
ist
Teilchendichte
von
die
ebenfalls
Magnesium
Legierungsanteil lediglich 5 % beträgt.
um
etwa
gegenüber
eine
Größenordnung
Aluminium,
obwohl
höhere
dessen
132
VERSUCHSAUSWERTUNG
Reinargon
Argon + 0,1% N2
Argon + 0,1% O2
1E24
Teilchendichte / m
-3
1E23
1E22
1E21
1E20
1E19
1E18
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
0
Alo
Al1
e
2
3
4
Mgo
Mg1
1
Aro
Ar1
Bild 6.33: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Teilchendichteprofile,
1,0 mm Elektrodendrahtdurchmesser
Während die Ionendichte insbesondere für Argon und Magnesium sowie die
Gesamtelektronendichte
nach
einem
außermittig
liegenden
Maximum
zur
Lichtbogenmittelachse hin abfällt, steigt die Dichte der Neutrale nach einem radial
weiter innen liegenden Minimum wieder an.
Im Vergleich mit der Schutzgaszusammensetzung wird aus Bild 6.33 ersichtlich, dass
mit Aktivgaszumischung insbesondere die Teilchendichten von Magnesium- und
Aluminium-Ionen sowie auch vom nicht ionisierten Aluminium um etwa 1⋅1022 m-3
ansteigen, während hinsichtlich des Argons ein Einfluss kaum feststellbar ist.
Unter der Voraussetzung der Gültigkeit der idealen Gasgleichung pi = ni kT lassen
sich aus der Teilchendichte und der Temperatur die Partialdruckprofile bestimmen.
Aus Bild 6.34 wird in linearer Darstellung ersichtlich, dass beim nicht ionisierten
Argon das Partialdruckminimum außermittig bei etwa 1,25 mm liegt, während sowohl
bei Stickstoff- wie auch bei Sauerstoff dieses radial weiter innen bei etwa 1,0 mm
liegt.
VERSUCHSAUSWERTUNG
133
Reinargon
Argon + 0,1% N2
1,0
Argon + 0,1% O2
3
Partialdruck / 10 hPa
0,8
0,6
0,4
0,2
0,0
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
1
2
3
4
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
0,15
3
0,20
0,10
0,05
0,00
0
Mgo
Alo
Aro
Mg1
Al1
Ar1
e
Bild 6.34: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Partialdruckprofile aller
Spezies, 1,0 mm Drahtdurchm., unten Ausschnittvergrößerung
Aus der Ausschnittvergrößerung in Bild 6.34 unten, wird die gleiche Tendenz für die
Maxima der Ionen- und der Elektronenpartialdrücke ersichtlich. Gegenüber den
Teilchendichteprofilen wird hiermit noch deutlicher, dass die Partialdrücke der geladenen Teilchen bei Sauerstoffzumischung um 10 hPa höher sind als bei Stickstoff.
Dieses ist vorrangig auf den höheren Partialdruck des Magnesiums zurückzuführen.
134
VERSUCHSAUSWERTUNG
Reinargon
Argon + 0,1% N2
1,0
Argon + 0,1% O2
3
0,8
0,6
0,4
0,2
0,0
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
1
2
3
4
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
0,14
0,10
3
0,12
0,08
0,06
0,04
0,02
0,00
0
Mg
Mg + Al
Al
Ar
Bild 6.35: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Gesamtpartialdruckprofile der Elemente, 1,0 mm Elektrodendrahtdurchmesser, unten
Ausschnittvergrößerung,
markierter Bereich ist unsicher
Der in Bild 6.35 im Bereich r < 0,2 mm auftretende Anstieg resultiert aus dem für
Aluminium errechneten Profil. Aus Konsistenzgründen muss zur Lichtbogenmittelachse bei r = 0 mm die Steigung aller Profile dx/dr = 0 sein und damit jede
Kurve horizontal in die Ordinate einlaufen. Eine Abweichung von dieser Bedingung
deutet auf einen Fehler beim Fitten der radialen Intensitätsverläufe (in Abhängigkeit
von der Auflösung des verwendeten Messsystems) oder auch auf Abweichung von
der Voraussetzung des LTG hin. Die Volumenstrahldichteprofile für Aluminium
VERSUCHSAUSWERTUNG
135
wurden an der Linie Al0 396 bestimmt, vgl. Bild 6.30 und Kap. 6.4.2. Ihre Anregung
erfolgt von einem Zwischenniveau, das knapp über dem Grundniveau liegt. Außer
der daneben liegenden, vom Grundniveau ausgehenden Linie Al0 394 ist in dem
gesamten betrachteten Spektralbereich keine weitere Linie vom Aluminium
aufgetreten, auch keine Ionenlinie.
Da bei der Berechnung der Volumenstrahldichten mittels der inversen Abeltransformation vom radial außen liegendem Rand des Lichtbogens zum Zentrum hin
schrittweise integriert wird, kann der übrige Verlauf bei r > 0,2 mm unabhängig von
der im Zentrum vorliegenden Abweichung im weiteren Vorgehen betrachtet werden.
In Bild 6.35 ist für jedes Element die radiale Verteilung der Partialdrucksumme aller
Spezies dargestellt. Hieraus geht hervor, dass sich bei den Metallen gegenüber dem
Schutzgas Reinargon mit Aktivgaszumischung ein im Bereich unterhalb 1,5 mm
insgesamt höherer Partialdruckverlauf einstellt. Bei Argon liegen die Partialdrücke
der Ionen bei etwa 10 % des nicht ionisierten Argons, während im Gegensatz dazu
die Partialdrücke der nicht ionisierten metallischen Teilchen umgekehrt etwa 10 %
der Ionen betragen.
Reinargon
Argon + 0,1% N2
Argon + 0,1% O2
100
rel. Ionenanteil / %
80
60
40
20
0
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
Mg1
Al1
0
1
2
3
4
Ar1
Bild 6.36: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Profile des Ionenanteils
aller Elemente, 1,0 mm Elektrodendrahtdurchmesser
136
VERSUCHSAUSWERTUNG
Das Maximum des Metalldampfpartialdrucks beträgt bei Argon 95 hPa, mit
Stickstoffanteil 135 hPa und mit Sauerstoffanteil 145 hPa, während der von Argon
mit der Aktivgaszumischung entsprechend niedriger liegt.
Aus der Darstellung des Radialprofils der relativen Ionenanteile in Bild 6.36 wird die
bereits oben beschriebene abnehmende Tendenz für die Teilchendichten bzw.
Partialdrücke der Ionen zur Lichtbogenmittelachse hin verdeutlicht. Es geht hieraus
hervor, dass der Ionenanteil von Argon von einem bei etwa 3 mm liegenden
Maximum zur Lichtbogenmitte hin linear abfällt, während der Ionenanteil der Metalle
von einem an gleicher Stelle liegenden Minimum entsprechend ansteigt.
Bei einem Radius von 0,5 mm beträgt der Ionenanteil von Argon etwa 50 %, von
Magnesium 30 % und von Aluminium 20 %, wobei die Unterschiede zwischen den
Schutzgasen relativ gering sind.
6.4.5.3 IONISIERUNGSGRAD
Aus dem in Bild 6.37 gezeigten Radialprofil des Ionisierungsgrads wird für alle
Elemente ebenfalls eine generell abnehmende Tendenz vom außermittig liegenden
Maximum zur Lichtbogenmittelachse hin ersichtlich.
Reinargon
Argon + 0,1% N2
Argon + 0,1% O2
1,0
Ionisierungsrad
0,8
0,6
0,4
0,2
0,0
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
Mg
gesamt
Al
0
1
2
3
4
Ar
Bild 6.37: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Profile des
Ionisierungsgrads aller Elemente, 1,0 mm Drahtdurchmesser
VERSUCHSAUSWERTUNG
137
Der Ionisierungsgrad der Metalle beträgt für Aluminium sowie für Magnesium
außerhalb 1,5 mm mehr als 0,95. Bei Magnesium fällt er zwischen 1,5 mm und
0,5 mm von 0,95 auf etwa 0,90 sowie weiter zur Lichtbogenmittelachse hin sehr stark
ab, während für Argon dieser Abfall von etwa 0,10 auf 0,05 in der Lichtbogenmittelachse beträgt.
6.4.6 Vergleich der radialen Temperaturprofile
Die in Kap. 6.4.4 durchgeführten Temperaturberechnungen mittels des Quotienten
aus zwei Emissionskoeffizienten führten insbesondere bei gleichem Ionisierungsgrad
zu unbefriedigenden Ergebnissen, da die hierzu verwendeten Radialprofile nicht aus
der gleichen Messung stammen und in einem Fall radial leicht versetzt vorliegen, Bild
6.32. Daneben war die relative Methode mit Verwendung von zwei Emissionskoeffizienten mit ungleichem Ionisierungsgrad nicht ausführbar, da die Elektronendichte als zusätzliche Unbekannte benötigt wird.
Mit den Ergebnissen aus Kap. 6.4.5 werden nun zwei Methoden zur Temperaturbestimmung möglich. Zum einen wird das radiale Temperaturprofil direkt als
Ergebnis aus dem Gleichungssystem ermittelt, Bild 6.38. Darüber hinaus lässt sich
das Temperaturprofil durch die in Kap. 6.4.4 beschriebene relative Methode
berechnen, Bild 6.39.
6.4.6.1 TEMPERATURPROFIL AUS DEM GLEICHUNGSSYSTEM
In Bild 6.38 sind die Temperaturprofile dargestellt, die aus dem Gleichungssystem
ermittelt worden sind.
Bei allen Schutzgasen tritt an etwa gleicher radialer Position von 1,2 mm bis 1,3 mm
ein Temperaturmaximum auf, das für Reinargon 12.000 K, für Stickstoffzumischung
12100 K und für Sauerstoffzumischung 12250 K beträgt. Mit der höheren Maximaltemperatur liegt ein steilerer Anstieg der Temperatur ausgehend vom Lichtbogenrand
bei etwa 3 mm bis zum Maximum vor.
138
VERSUCHSAUSWERTUNG
Reinargon
Argon + 0,1% N2
Argon + 0,1% O2
13.000
Temperatur / K
12.000
11.000
10.000
9.000
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
Te aus Gleichungssystem
Bild 6.38: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Temperaturprofile,
1,0 mm Drahtdurchmesser
6.4.6.2 TEMPERATURPROFIL AUS DER RELATIVEN METHODE MIT
UNGLEICHEM IONISIERUNGSGRAD
Wie bereits in Kap. 6.4.4 dargestellt, lässt sich nun mit den berechneten
Teilchendichteprofilen na bzw. ne aus dem Gleichungssystem das radiale Temperaturprofil durch die relative Methode über den Quotienten aus Emissionskoeffizienten mit
ungleichem
Ionisationsgrad
aus
der
Gleichung
für
die
Teilchendichte
im
Grundzustand:
n a = ne
2
1U2
2 U1
(2π
h3
)
3
⎛ Ez
⎜⎜
k T
e⎝ B
⎞
⎟⎟
⎠
(21)
me
k T 2
NA B
bestimmen. In Bild 6.39 sind die Ergebnisse dargestellt, die mit dieser Methode für
alle Kombinationen aus den auswertbaren Emissionskoeffizientenprofilen berechnet
worden sind.
Für diese Methode wird hieraus ersichtlich, dass deutliche Abweichungen zwischen
den Ergebnissen aus der Verwendung der unterschiedlichen Emissionskoeffizienten
vorliegen. So tritt beim Schutzgas Reinargon und auch bei Sauerstoffzumischung ein
VERSUCHSAUSWERTUNG
139
Temperaturmaximum unterschiedlicher Höhe auf, das in Abhängigkeit von den
jeweils verwendeten Emissionskoeffizienten des nicht ionisierten Magnesiums um
etwa 0,8 mm radial versetzt ist. Lediglich bei Stickstoffzumischung liegen die Profile
näher beieinander. Dieses für stickstoffhaltiges Schutzgas abweichende Verhalten ist
auf den in Kap. 6.4.2 bereits diskutierten Versatz der Profile von Mg0 278 nm und
Mg1 293 nm zurückzuführen, s. Bild 6.29.
Reinargon
Argon + 0,1% O2
Argon + 0,1% N2
13.000
Temperatur / K
12.000
11.000
10.000
9.000
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
Mg0278/Mg1293
Mg0278/Mg1448
Mittel
0
1
2
3
4
Mg0517/Mg1293
Mg0517/Mg1448
Mittel
Bild 6.39: Mit der relative Methode aus dem Quotienten aus zwei
Emissionskoeffizienten mit ungleichem Ionisierungsgrad berechnete
radiale Temperaturprofile, 1,0 mm Drahtdurchmesser
Bei Betrachtung des Profils von Mg0 517 nm liegt die Maximaltemperatur mit 11750 K
um etwa 500 K bei den anderen Schutzgasen höher und um etwa 0,5 mm weiter
außen als bei Mg0 278 nm. In Abhängigkeit von den Ionenprofilen Mg1 293 nm und
Mg1 448 nm liegen die Temperaturprofile sehr nah beieinander.
Es stellt sich somit auch hier als Ergebnis aus dem Gleichungssystem, wie bereits in
Kap. 6.4.4 eine etwas höhere Maximaltemperatur und ein etwas steilerer Verlauf für
die sauerstoffhaltigen Schutzgase als bei Reinargon ein. Diese Tendenz ist jedoch
nicht so ausgeprägt.
140
VERSUCHSAUSWERTUNG
6.4.7 Diskussion und Schlussfolgerungen
Im Radialprofil der Teilchendichten und Partialdrücke der Ionen und Elektronen tritt
ein Maximum außerhalb der Lichtbogenmittelachse auf. Für das Schutzgas
Reinargon liegt dieses Maximum bei einem Radius von etwa 1,25 mm, bei
Aktivgaszumischung
bei
einem
Radius
von
etwa
1,0 mm.
Mit
einem
Zwischenminimum bei etwa 0,5 mm steigen die Teilchendichten bzw. Partialdrücke
der nicht ionisierten Metalle annähernd linear zur Lichtbogenmittelachse hin an.
Trotz des nur 5 %igen Magnesiumanteils im Elektrodenwerkstoff ist dessen
Gesamtpartialdruck zwischen 3,0 mm und 1,0 mm etwa 4-fach höher als der von
Aluminium. Zur Lichtbogenmittelachse fällt der Magnesiumpartialdruck sehr stark ab,
wohingegen er für Aluminium in ein Plateau übergeht. Der Gesamtpartialdruck des
Metalldampfes steigt beim Schutzgas Reinargon auf ein Maximum von 95 hPa, mit
Stickstoffzumischung auf 135 hPa und mit Sauerstoff auf 145 hPa bei einem Radius
zwischen 0,5 mm und 1,0 mm an.
Der Ionisierungsgrad der Metalle liegt bei maximal 0,9, während er für Argon lediglich
0,1 beträgt. Während er radial bei Aluminium etwa konstant bleibt, fällt er für
Magnesium ab 1,5 mm und Argon ab etwa 1,2 mm zur Lichtbogenmittelachse hin
deutlich ab.
Hinsichtlich der Temperaturprofile sind in Bild 6.40 in einer vergleichenden
Darstellung die Ergebnisse aus dem Gleichungssystem, der relativen Methode mit
Emissionskoeffizienten gleichen sowie ungleichen Ionisierungsgrads und der BartelsMethode gegenübergestellt.
Aus allen verwendeten Methoden folgen ähnliche Temperaturprofile mit einem
außermittig auftretendem Temperaturmaximum, jedoch liegt das Temperaturniveau
bei dem direkten Ergebnis aus dem Gleichungssystem deutlich über dem aus dem
Quotienten aus den Emissionskoeffizienten mit ungleichem Ionisierungsgrad.
Durch die relative Methode mit dem Quotienten der Emissionskoeffizienten mit
gleichem Ionisierungsgrad wurden die Maximaltemperaturen, die mittels der Methode
nach Bartels errechnet waren, bestätigt. Im Temperaturradialverlauf wurden jedoch
kaum
weiterverwertbare
Volumenstrahldichtprofile
Ergebnisse
aus
erhalten,
jeweils
verschiedenen Gitterstellungen stammten.
da
die
zugrunde
unterschiedlichen
liegenden
Messungen
mit
VERSUCHSAUSWERTUNG
141
Reinargon
Argon + 0,1% N2
Argon + 0,1% O2
14.000
13.000
Temperatur / K
12.000
11.000
10.000
9.000
8.000
7.000
6.000
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
0
1
2
3
4
Te aus dem Gleichungssystem
Trel. Methode aus Mg0517 / Mg1448 und 293
Trel. Methode aus Mg0278 / Mg1448 und 293
Trel. Methode aus Mg1448 / Mg1293
TBartels aus der Methode nach Bartels
Bild 6.40 Vergleich der Ergebnisse zur Temperaturbestimmung
Bessere Ergebnisse folgen aus der Verwendung der relativen Methode mit dem
Quotienten der Emissionskoeffizienten mit ungleichem Ionisierungsgrad. In allen
betrachten Schutzgaszusammensetzungen tritt hier ein außermittig liegendes
Temperaturmaximum bei r = 1,5 ... 2,0 mm auf.
Die hohen Metalldampfanteile im Lichtbogenplasma resultieren aus einer starken
Verdampfung vorrangig an der Drahtelektrodenoberfläche und möglicherweise auch
an der Schmelzbadoberfläche. Dabei ist der hohe Anteil von Magnesium trotz seines
Legierungsanteils von nur 5% auf dessen niedrigen Siedepunkt von 1380 K
gegenüber 2740 K von Aluminium zurückzuführen. So ist auch die Verdampfungsenthalpie von Aluminium mit 294 kJ/mol bzw. 10900 J/g mehr als doppelt so hoch
wie die von Magnesium mit 128 kJ/mol bzw. 5420 J/g, obwohl beide Elemente
annähernd die gleiche Schmelztemperatur besitzen, vgl. Tabelle 6.3.
Die gegenüber Argon mit 15,76 eV weniger als halb so hohen Ionisationsenergien
von Aluminium mit 5,98 eV und Magnesium mit 7,65 eV führen zu den hohen
relativen Ionenanteilen von je bis zu 30 % im Zentrum. Wegen der höheren
142
VERSUCHSAUSWERTUNG
Partialdrücke besitzt Magnesium – trotz seiner um 1,6 eV höheren Ionisationsenergie
gegenüber Aluminium – ein ausgeprägt breites Radialprofil, das zu einem bis etwa
3-fach höheren Ionenanteil gegenüber Aluminium führt.
Damit liegen drei unterschiedliche Bereiche innerhalb der Lichtbogensäule vor.
Ladungsträger entstehen durch Ionisation von Argon vorrangig im äußeren
Lichtbogenbereich bei ca. 3 mm, während im Übergangsbereich zwischen etwa
2,0 mm und 0,5 mm Magnesium und möglicherweise in einem engeren Kernbereich
vorrangig Aluminium ionisiert wird.
Die Zunahme des Metallionenanteils und der parallel dazu abnehmende relative
Ionenanteil von Argon, ausgehend von einem Maximum von 90 % bei 3,0 mm
kontinuierlich zum Lichtbogenkern hin, ist auf zwei Effekte zurückzuführen, vgl. Bild
6.35 bis Bild 6.37. Aus den Ionisationsgradprofilen sowie den Partialdruckprofilen
geht hervor, dass dieses zum einen durch eine Verdrängung des Argons durch
Metalldampf im Lichtbogenkernbereich verursacht wird, während andererseits der
hohe Metalldampfanteil zu einer Kühlung des Plasmas im Lichtbogenkernbereich
führt. Dieses folgt aus dem zum Kern hin abnehmenden Ionenanteil von Argon, das
wegen seiner hohen Ionisierungsenergie von 15,76 eV schon bei relativ geringen
Temperaturabnahmen wesentlich weniger ionisiert wird als die Metalle.
Nach /BC00/ wird der Metalldampf von der heißen Seite des Tropfens durch
Diffusion und Konvektion in die Lichtbogensäule zum Schmelzbad hin und auch nach
außen transportiert. Dominierend ist hier die Plasmaströmung, die aufgrund eines
Druckabfalls von der Elektrode zum geometrisch im Vergleich dazu unendlichen
großen kathodischen Werkstück strömt. Die Verdampfung an der Elektrodenoberfläche führt zu einer zusätzlichen Druckerhöhung, die durch Impulswirkung die
Plasmaströmung unterstützt.
Bei Lichtbögen mit einem radialsymmetrischen Dampfjet verlagert sich der
Stromtransport nach /Men78/ radial nach außen in Bereiche mit geringerem
Dampfanteil. So ist auch hier im Übergangsbereich zwischen dem relativ kalten Kern
und dem äußeren, von Argon dominierten Bereich bei einem Radius von etwa
1,0 mm ein radial außermittig gelegenes ausgeprägtes Maximum der Elektronenbzw. Ionendichte festzustellen, Bild 6.34. Der Stromtransport erfolgt also nicht normal
verteilt zum Lichtbogenkern, sondern vielmehr auf einer Art außermittig konzentrisch
gelegenem Kegel. Diese vor allem bereits in älteren Arbeiten /Con59, Men78, Sch85/
VERSUCHSAUSWERTUNG
143
dargestellte Verhalten bei MSG-Lichtbögen wird somit in den hier durchgeführten
Messungen bestätigt.
Nach der Abschätzung in Kap. 6.4.1.2 durchgeführten Abschätzung liegt LTG vor,
wenn die Elektronendichte ne >> 1022 m-3 beträgt. Mit den hier bestimmten
Elektronendichten von ne >> 1023 m-3 ist somit von einem LTG auszugehen. In
/Rai97/ wird dazu festgestellt, dass auch in Plasmen mit Metalldampf immer LTG
Gültigkeit
hat,
auch
bei
Zumischung
molekularer
Gase.
Daher
sind
die
beschriebenen Fehler im innersten Bereich bei r = 0,5 mm auf das Apparateprofil
sowie auf die Fehler beim Fitten der gemessenen Intensitätsprofile zurückzuführen.
Im Hinblick auf den Einfluss der Zumischungen von Stickstoff und Sauerstoff im
Argon geht somit insbesondere aus den Ergebnissen der spektroskopischen Untersuchungen hervor, dass bei dem MIG-Schweißen mit AlMg-Werkstoffen ein
ausgeprägter Dampfstrahl vorliegt, der das Plasma in Lichtbogenzentrum kühlt. Die
Verdampfung an der Elektrodenoberfläche selbst entzieht dem Lichtbogenplasma
Wärme und kühlt die Lichtbogensäule ab.
Im Vergleich der Ergebnisse in Abhängigkeit von der Schutzgaszusammensetzung
zeigt sich ein deutlicher Einfluss auf den Metalldampfgehalt. Gegenüber Reinargon
steigt das Maximum des Metalldampfpartialdruckes mit 0,1 % Stickstoffzumischung
um 40 % und mit 0,1 % Sauerstoffzumischung um 50 %. Die Zumischung von 0,1 %
Sauerstoff oder Stickstoff führt damit zu einer Erhöhung des Metalldampfgehaltes in
Lichtbogenplasma. Darüber hinaus tritt eine Kontraktion des Dampfstrahles von
ca. 2,5 mm auf 2,0 mm mit Stickstoff- und Sauerstoffzumischung auf.
Der Gesamtionisierungsgrad des Plasmas liegt bei maximal 0,15 für Reinargon,
während er bei Zumischung von Stickstoff auf 1,6 und mit Sauerstoff auf 1,8 ansteigt
Auch
hier
verlagert
sich
das
Ionisationsgradmaximum
mit
Stickstoff-
und
Sauerstoffzumischung in etwa gleicher Form wie beim Metalldampf nach innen.
In /JMS95, Men78/ wird als Ursache hierfür ein Verminderung des Kathodenfußpunktwanderns
benannt,
welche
auf
eine
verstärkte
Oxidbildung
bzw.
möglicherweise analog auch eine Nitridbildung und damit eine verbesserte Emission
zurückzuführen sei.
Ursächlich für den beobachteten Einfluss der molekularen Gaszumischungen im
Argon ist damit die Erhöhung der elektrischen Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas,
die auf die verstärkte Elektronenemission aus den Oxidhäuten auf der kathodischen
144
VERSUCHSAUSWERTUNG
Oberfläche zurückzuführen ist, vgl. /FM56/. Hiernach bewirken schon Spuren von
Sauerstoff eine Verbesserung der Bogenstabilität und damit des Ionisierungsgrades,
da die hohe Elektronenemission durch die hocherhitzten Metalloxide noch weiter
verbessert wird.
VERSUCHSAUSWERTUNG
6.5
145
Zusammenfassung und Ausblick
Die verbesserte Stabilität des MSG-Schweißprozesses ist in Anbetracht hoher
Folgekosten für Nacharbeiten durch nicht optimierte Prozesse seit vielen Jahren ein
hochaktuelles Thema und daher Gegenstand vieler Forschungsarbeiten. Neben dem
Einsatz aktiver qualitätsverbessernder Prozessregelmechanismen in modernen
Mikroprozessor-gesteuerten Energiequellen mit z.T. umfangreicher externer Sensorik
bietet die geeignete Zusammenstellung von Mehrkomponenten-Schweißschutzgasen
eine interessante Möglichkeit zur Verbesserung der Prozessqualität, insbesondere
um in der Schweißpraxis auftretende Fehler, wie z. B. Spritzerbildung sowie Wurzelund Flankenbindefehler zu vermeiden.
Die vorliegende Arbeit entstand im Rahmen experimenteller Untersuchungen zum
Impulsstromschweißprozess mit dem Ziel, die Prozesssicherheit durch eine
Erhöhung der Lichtbogenbrennstabilität im Aluminium-Dünnblechbereich durch
geringste molekulare Aktivgaszumischungen zu verbessern. Dabei wurden am
realen Schweißlichtbogen neben der bekannten Diagnostik zur Bestimmung der
mechanisch-technologischen Eigenschaften des Resultates - der Schweißnaht –
tiefergehende Diagnostikmethoden verwendet, die den Zugang zu dem Prozess
selbst - dem Lichtbogenplasma – gestatten, um ein besseres Verständnis der
Wirkung geringster molekularer Aktivgaszumischungen im Schutzgas Argon zu
erhalten.
Mit der Bewertung des dunklen Niederschlags auf der Blechoberfläche, der
Spritzermessung, sowie der Vermessung des Einbrands, der Mikroporosität und der
chemischen Zusammensetzung des Schweißgutes ist ein Nachweis des Einflusses
verschiedener molekularer Gaszumischungen auf den MIG-Schweißprozess erbracht
worden. Hier konnte durch Stickstoff- und auch durch Sauerstoffzumischung eine
erhebliche Erhöhung des Einbrands und eine Verringerung der Mikroporosität
gegenüber Reinargon ermittelt werden. Bemerkenswert ist, dass die Mikroporosität
mit Wasserstoffzumischung bis etwa 0,1 % kaum beeinflusst wird. Hinsichtlich der
Mikrohärte und der Zugfestigkeit konnte kein Einfluss ermittelt werden, was darauf
zurückzuführen ist, dass der Grundwerkstoff in weichgeglühtem Zustand vorlag.
Eine hinreichende Aufklärung der Ursachen dieser Wirkungen konnte erst mit der
methodischen Analyse mittels der Messung der elektrischen Größen, der
Hochgeschwindigkeitskinematografie sowie der ortsaufgelösten Spektroskopie erzielt
werden. Neben der Bewertung des Werkstoffübergangs mit der Entstehung der
146
VERSUCHSAUSWERTUNG
Spritzerbildung und der Veränderung der Lichtbogenlänge gelang es, mit der zum
Impulsstromverlauf zeitlich synchronen spektroskopischen Untersuchung durch
Verwendung eines Polychromators mit triggerbarer ICCD-Kamera, eine Abschätzung
der Zusammensetzung und der Temperaturverteilung im Plasma während der
Impulshochstromphase zu bestimmen.
Eine erste grobe Abschätzung der Temperaturverteilung lieferte dabei die
Kuppenstrahldichte an Linienstrahlung aus optisch dicker Schicht mit der BartelsMethode. Für diese Methode ist zwar eine genaue Vermessung der absoluten Höhe
der Kuppenstrahldichte von selbstumgekehrten Linien notwendig, doch erlaubt sie,
ein Temperaturprofil ohne Kenntnis der Teilchendichte zu ermitteln. Mit der
Auswertung von Linienstrahlung aus optisch dünner Schicht von neutralem und
ionisiertem Magnesium, neutralem Aluminium und neutralem Argon gelang eine
Bestimmung der Zusammensetzung des Lichtbogenplasmas durch die gleichzeitige
Implementierung von deren gemessenen Strahlleistungsprofilen in ein nichtlineares
Gleichungssystem. Hierfür ist war es notwendig, die Abel-Transformation, unter
Voraussetzung von Rotationssymmetrie, an den absolut kalibrierten Radialprofilen
durchzuführen,
um
die
volumen-
und
raumwinkelspezifische
spektrale
Strahlungsleistung, den Emissionskoeffizienten, zu erhalten.
Von einem radial außermittig liegenden Maximum mit etwa 12000 K ist ein
Temperaturabfall zur Mitte des Bogens nachgewiesen worden. Dabei zeigte sich,
dass der Metalldampf im Kernbereich des MSG-Lichtbogens mit einer ausgeprägten
Metalldampfströmung in Richtung Schmelzbad zu einer Kühlung des Plasmas führt.
Diese geht einher mit dem konzentrisch außermittig gelegenen Maximum der
Elektronen- bzw. Ionendichte, die einen Nachweis für einen nicht normal verteilt zur
Lichtbogenmittelachse stattfindenden Stromtransport liefert. Im Hinblick auf die
unterschiedlichen Zumischungen wurde festgestellt, dass der Metalldampfpartialdruck gegenüber Reinargon durch Zumischung von 0,1 % Stickstoff und Sauerstoff
um 40 % resp. 50 % erhöht wird.
Die Wirkung der zugemischten Aktivgase ist vorrangig auf die Änderung des
spezifischen Lichtbogenwiderstands (auf die Lichtbogenlänge bezogen) und damit
die Änderung der Lichtbogenlänge zurückzuführen. Dabei stellt sich eine kürzere
Lichtbogenlänge durch das Wirken der Lichtbogenlängenregelung der Energiequelle
ein. Zurückzuführen ist dieses auf Beeinflussung der elektrischen Leitfähigkeit des
VERSUCHSAUSWERTUNG
147
Plasmas, die durch das Element der geringsten Ionisierungsenergie beeinflusst wird,
und damit durch einen erhöhten Metalldampfgehalt insgesamt erhöht wird.
Zwar konnte eine differenzierte Betrachtung des Anoden- und Kathodenfallgebietes
in dieser Arbeit nicht durchgeführt werden, da insbesondere zu den Fallgebieten der
messtechnische Zugang mit den bekannten Methoden wegen des Werkstoffübergangs durch das Lichtbogenplasma kaum möglich ist. Doch ist die Erhöhung der
elektrischen Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas auf die verstärkte Elektronenemission aus den Oxidhäuten auf der kathodischen Oberfläche zurückzuführen.
Demnach bewirken die geringen Anteile von Stickstoff und Sauerstoff eine
Verbesserung der Bogenstabilität aufgrund der verstärkten Elektronenemission durch
die hocherhitzten Metalloxide bzw. -nitride.
Mit der vorliegenden Arbeit konnte damit ein erster Ansatz für eine zusammenhängende Darstellung der Wirkungsweise von molekularen Aktivgaszumischen im
vpm-Bereich erarbeitet werden. Dennoch bleiben neben der Analyse der „Jet-artigen“
Metalldampfströmung durch verfeinerte Diagnostikmethoden schließlich auch Fragen
insbesondere zu dem zeitlichen Verhalten in der Impulshochstromphase und auch in
der Grundstromphase bislang unbeantwortet. Weiterhin sind die Vorgänge in
elektrodennahen Bereichen, den Bogenansatzflächen mit diffuser oder auch
spotartiger Ausbildung bei MSG-Schweißlichtbögen weitgehend ungeklärt.
Dennoch steht mit der zeitlich und örtlich hochaufgelösten Spektroskopie eine fast in
Vergessenheit geratene Diagnostikmethode für Schweißlichtbögen zur Verfügung,
die zukünftig durch tiefergehende experimentelle Analyse der Vorgänge in MSGLichtbögen als ergiebiger Lieferant von bislang unvollständig vorliegenden
physikalischen Daten nutzbar ist. Erst damit kann die Grundlage für eine
realitätsnahe numerische Simulation des MSG-Prozesses geschaffen werden, die
wiederum zu einem verbesserten Gesamtverständnis des Metall-Lichtbogens führen
wird, das für eine Beherrschung des Produktionsprozesses MSG-Schweißen bzw.
-Löten unbedingt erforderlich ist.
148
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Wendelstorf, J: Ab Initio modelling of thermal plasma gas discharges, Disssertation
TU-Braunschweig, 2000
WM98
Wendelstorf, J:
Montero, R:
Berechungsprogramm
zu
Bestimmung
der
Plasmazusammensetzung für 3-Element-Systeme, TU-Braunschweig, Institut für
theoretische Physik, 1998
Woo80
Woods, R A: Metal transfer in aluminium-alloys, Welding Journal - Welding Research
Supplement 59 (1980), H. 2, S. 59-66
WG02
Wu CS; Gao JQ: Effect of anode heat transfer on melted penetration in welding
process by free-burning argon arc, Iron and Steel Institute of Japan, ISIJ International
42 (2002), H. 9, S. 1005-1009
WUT97
Wu, CS; Ushio, M; Tanaka, M: Analysis of the TIG welding arc behaviour,
Computational Material Science 3 (1997), H. 7, S. 308-314
159
Yon95
Yonglon; S: Some phenomena and features of the component distributions in the
welding arc, China Welding 4 (1995), H. 1, S. 65-69
Yon96
Yonglon; S: Some features of welding arc radiation, China Welding 5 (1996), H. 2, S.
96-101
ZPF85
Zamkov, VN; Prilutskii, VP; Fortunatova, NN: Calculating the degree to which welding
arc plasma is ionised, Automatic Welding 38 (1985), H. 9, S. 33-35
ZBB02
Zimmer, AT; Baron, PA; Biswas, P: The influence of operating parameters on numberweighted aerosol size distribution generated from a gas metal arc welding process,
Journal of Aerosol Science 33 (2002), H. 3, S. 519-531
160
DANKSAGUNG
Danksagung
Die vorliegende Arbeit ist während meiner Tätigkeit als wissenschaftlicher Mitarbeiter
am Institut für Werkzeugmaschinen und Fabrikbetrieb (früher am Institut für Werkstofftechnik) im Fachgebiet Füge- und Beschichtungstechnik an der Technischen
Universität Berlin entstanden.
Bei Herrn Prof. Dr.-Ing. Dr. h.c. Dorn bedanke ich mich für die Möglichkeit, diese
Arbeit in seinem Fachgebiet durchführen zu können und die fachliche Unterstützung.
Mein Dank gilt Frau Prof. Dr.-Ing. Nutsch, Leiterin des Fachgebietes Plasma- und
Oberflächentechnik an der Technischen Universität Ilmenau, für die förderlichen
Diskussionen und die Bereitschaft, diese Arbeit über die gesamte Entstehungszeit im
Hinblick auf die Plasmaphysik zu betreuen. Erst mit ihren wertvollen Anregungen und
Ermutigungen gelang der erfolgreiche Abschluss dieser Arbeit.
Die spektroskopischen Untersuchungen wurden im Institut für NiedertemperaturPlasmaphysik in Greifswald durchgeführt. Mein besonderer Dank gilt Dr.-Ing. Heinz
Schöpp, Dr. Manfred Kettlitz sowie auch Dr. H. Hess für die kooperative Zusammenarbeit mit der Möglichkeit der Nutzung ihrer Laboreinrichtungen sowie den offenen
Gedankenaustausch, ohne die das erfolgreiche Gelingen dieser Arbeit nicht möglich
gewesen wäre. Großer Dank gilt ihrem Interesse an dieser Arbeit, ihren hilfreichen
Hinweisen zu der Auswertung der spektroskopischen Messungen und den vielen
Gesprächen zur Physik des Lichtbogens. Hierzu möchte ich auch Eckhard Metzke
für seine fundierten Anregungen in der letzten Phase danken. Gedankt sei auch
Herrn Mirko Baudisch für seine hervorragende Unterstützung und die Betreuung in
der Laborphase.
Meinem Kollegen Marc Hübner sei sehr gedankt für die sehr gute Zusammenarbeit
mit seiner immerwährenden Bereitschaft zu Diskussionen, seine konstruktiven und
kreativen Lösungsvorschlägen und den vielen wertvollen Hinweisen beim Aufbau der
Schweißversuchseinrichtungen
und
der
Durchführung
aller
experimentellen
Untersuchungen.
Mein Dank gilt auch meinen ehemaligen Kollegen Prof. Dr.-Ing. Nanda Munasinghe
und Prof. Dr. Amitava De für ihre Motivation, Anregungen und Unterstützung.
DANKSAGUNG
161
Mein besonderer Dank richtet sich an alle Mitarbeiter unseres Fachgebietes, die
mich mit ihrer Mitarbeit bei der praktischen Durchführung meiner Arbeit unterstützt
haben. Insbesondere danke ich der Metallografin Heike Sodeik (vorm. Prewitz) für
die metallografischen Arbeiten, Herrn D. Chmilewski für die Unterstützung bei der
Versuchsdurchführung sowie besonders Heinz Lüdtke und Andreas Trampenau für
ihre hervorragende Arbeit und ihr Mitdenken bei der Herstellung aller Vorrichtungen
und der Probenpräparation.
Meinen ehemaligen Studien- und Diplomarbeitern Olaf Walter, Thomas Behrendt und
Dirk Seeger sei gedankt für die Unterstützung bei der Durchführung der
experimentellen Untersuchungen.
Danken möchte ich auch der Fa. Elisental für ihre Bereitstellung der Drahtelektroden,
der Fa. VAG für die Bereitstellung der Bleche sowie Herr Dr. Noelle von der AGA
Gas für seine Unterstützung bei der Bereitstellung der Schutzgase.
Ganz besonders danke ich meiner Frau Susanne, meinem Sohn Lennart, meiner
Tochter Clara und meinem Sohn Finn Otto, die mir mit ihrem Verständnis, ihrer
Geduld und ihrer großen Zuversicht die Kraft gaben, diese Arbeit erfolgreich
abzuschließen.
ANHANG
A1
8 ANHANG
1. Auswertungsprogramm zur Berechnung der Teilchendichten, Temperatur und
Partialdrücke aus der Auswertung der Emissionskoeffizienten für das MIG-Plasma,
Mathcad, / MAT99/
2. Grotrian-Diagramme und Atom-Energieniveaus:
Bashkin S and J O Stoner jr: „atomic energy levels & grotrian diagrams
1 – sulfur I – titanium XXII
2 – hydrogen I – phospherus XV “
North-Holland Publishing Company – Amsterdam, Oxford; 1975
3. Bilder des Versuchsaufbaus für die spektroskopischen Untersuchungen am
INP-Greifswald
A2
8.1
ANHANG
Auswertungsprogramm zur Berechnung der Teilchendichten, Temperatur
und Partialdrücke aus der Auswertung der Emissionskoeffizienten für das
MIG-Plasma
ANHANG
A3
A4
ANHANG
ANHANG
A5
A6
ANHANG
ANHANG
A7
A8
ANHANG
ANHANG
A9
A10
8.2
ANHANG
Grotrian-Diagramme und Atom-Energieniveaus
Grotrian-Diagramm: Magnesium, nicht ionisiert
Mg0 383
für Bartels
Mg0 278
Mg0 517
ANHANG
A11
Mg0 517
Mg0 278
Atom-Energieniveaus: Magnesium, nicht ionisiert
A12
ANHANG
Grotrian-Diagramm: Magnesium, ionisiert
Mg1 293
Mg1 448
ANHANG
A13
Mg1 293
Mg1 448
Atom-Energieniveaus: Magnesium, ionisiert
A14
Grotrian-Diagramm: Aluminium, nicht ionisiert
ANHANG
Al0 396
ANHANG
A15
Al0 396
Atom-Energieniveaus: Aluminium, nicht ionisiert
A16
ANHANG
Grotrian-Diagramm: Aluminium, nicht ionisiert
Al0 396
ANHANG
A17
Ar0 764, 783 und 772
Grotrian-Diagramm: Argon, nicht ionisiert
A18
Atom-Energieniveaus: Argon, nicht ionisiert
Atom Energie Niveaus: Aluminium, ionisiert
8.3
ANHANG
Ar0 764, 783 und 772
ANHANG
A19
Bilder des Versuchsaufbaus für die spektroskopischen Untersuchungen
am INP-Greifswald
Brenner,
feststehend
Quarzlinse
Quarz-LWL,
Eingang
Wiege, Justage
Triggerkontakt,
induktiv
Spannvorrichtg.,
fahrend
Stromkontaktierung
Spiegel
Polychromator,
Eingangsspalt
Quarz-LWL,
Ausgang
Quarz-LWL,
Eingang
Justage-Laser
MCPSteuergeräte
Polychromator
TriggerOszilloskop
ICCD-Kamera
Steuerung
Polychromator