Teilprojekt D3: Mikrotribologie

Übersicht

Zielsetzung

Das Teilprojekt D3 beschäftigt sich mit der wissenschaftlichen Aufklärung der tribologischen Wechselwirkungen im mikrotribologischen Gleit- und Wälzkontakt sowie mit dem Verschleiß- und Entformungsverhalten beim Mikro-Pulverspritzgießen. Durch das vertiefte Verständnis der Einflüsse von Mikrostruktur, Oberflächen- und Randschichtzustand, die sich fertigungsbedingt einstellen, sowie der Beanspruchungs- und Umgebungsbedingungen auf das tribologische Verhalten wird die Basis für die Entwicklung von tribologisch hoch beanspruchbaren, funktionssicheren mechanischen Mikrosystemen und Abformwerkzeugen geschaffen.

Arbeitsschwerpunkte in der 3. Förderphase (2006 - 2008)

Modelluntersuchungen zum Formeinsatzverschleiß und Entformungsverhalten dienen zur Identifikation und wissenschaftlichen Aufklärung der relevanten Verschleißmechanismen und Formmasse/Formeinsatz-Wechselwirkungen beim Mikropulverspritzgießen (µPIM) in Abhängigkeit von den fertigungsbedingten (Fräsen, Erodieren, Laserablation, Feinstbearbeitung) Werkstoff- und Oberflächenzuständen der Formeinsätze, den verwendeten Formmassen und den Prozessparametern. Die im Teilprojekt D3 gewonnenen Erkenntnisse fließen in enger Kooperation mit den Projektpartnern in die Weiterentwicklung des Strukturkataloges ein, um daraus Richtlinien zur Wahl geeigneter Fertigungs- und Prozessparameter zur Sicherstellung der maßhaltigen und reproduzierbaren Herstellung von urgeformten Mikrokomponenten zu generieren.

Mikrotribologischen Modellexperimente mit Prüfkörpern, die mit gezielt variierten Fertigungs- und Prozessparametern hergestellt werden, dienen der Identifizierung von günstigen Auslegungsparametern bzw. Grenzbelastungen in Abhängigkeit vom herstellungsbedingten Gefüge- und Oberflächenzustand und deren Visualisierung in Form von Friction bzw. Wear Mechanism Maps. Die wissenschaftliche Aufklärung der Einflussfaktoren auf das Reibungs- und Verschleißverhalten soll es letztendlich ermöglichen, die Fertigungsverfahren und -parameter entlang der Prozesskette gezielt so zu wählen und einzustellen, dass urgeformte Mikrokomponenten mit einem anwendungs- bzw. beanspruchungsspezifischen Gefüge- und Oberflächendesign realisiert werden können. Hierzu fließen die aus den systematischen tribologischen Modelluntersuchungen abgeleiteten Prozess-Gefüge/Oberflächen-Eigenschafts-Beziehungen gemeinsam mit den in den Partnerprojekten erarbeiteten Erkenntnissen in das Dimensionierungskonzept für hochbeanspruchte Mikrokomponenten ein. In den bisherigen Untersuchungen im Teilprojekt D3 zeigten insbesondere die pulverspritzgegossenen Oxidkeramiken ZrO2 und Al2O3 einen hohen Verschleißwiderstand unter den im Hinblick auf den Demonstrator gewählten Beanspruchungsbedingungen, jedoch lag die Reibungszahl insbesondere im ungeschmierten Gleitkontakt zu hoch. Im Mittelpunkt der Forschungsarbeiten der beantragen Förderphase steht daher die Ableitung von geeigneten Maßnahmen zur Reibungsminderung, u.a. durch die gezielte Einstellung günstiger Oberflächentopographien bereits während der Fertigung der Mikrokomponenten bzw. durch gezielte Einlaufprozeduren.

Arbeitsschwerpunkte in der 4. Förderphase (2009 - 2011)


Basierend auf den bisherigen Forschungsarbeiten zum tribologischen Verhalten von Mikrokomponenten im Gleit- und Wälzkontakt sollen in der laufenden Förderungsphase im Teilprojekt D3 folgende Schwerpunkte behandelt werden:
  • Entwicklung und tribologische Validierung von mikrotauglichen Schmierungskonzepten (in Kooperation mit dem Teilprojekt A1): unter anderem Werkstoffe mit inhärenter Schmierfähigkeit, Beschichtung mit Festschmierstoffen, Öle und Fette,
  • Entwicklung und Validierung von Verfahren zur gezielten Nachbehandlung von Mikrokomponenten mittels Laserstrahlung (im Teilprojekt D3) sowie durch Ultraschall-Nassstrahlen bzw. abrasives Mikrostrahlen (in Kooperation mit Teilprojekt D1) zur Steigerung der tribologischen Leistungsfähigkeit von urgeformten, mechanischen Mikrosystemen,
  • Erstellung eines mikrotribologischen Auslegungskonzeptes auf Basis deskriptiver Modelle zur Übertragung der Erkenntnisse aus den Modelluntersuchungen auf tribologisch hoch beanspruchte mechanische Mikrosysteme.

Das im Rahmen der bisherigen Forschungsarbeiten zum Verschleiß- und Entformungsverhalten von Formeinsätzen für das Mikrospritzgießen erarbeitete wissenschaftliche Know-How und die im Teilprojekt etablierte Prüftechnik werden dazu genutzt, um gemeinsam mit den Teilprojektpartnern, die sich mit der Formeinsatzfertigung und nachbehandlung sowie der Formmassenentwicklung beschäftigen, folgende Fragstellungen bzgl. des Verschleiß- und Entformungsverhaltens beim Mikro-Pulverspritzgießen zu bearbeiten:

  • Einfluss fertigungsbedingter Oberflächen- und Randschichtzustände, die sich beim Einsatz neuer Fertigungs- und Nachbehandlungsverfahren bzw. -strategien einstellen (in Kooperation mit den Teilprojekten B4, B5, B6),
  • Einfluss der Feedstockzusammensetzung (Binder, Dispergatoren, Keramikpartikel) (in Kooperation mit dem Teilprojekt B1).

Exemplarische Ergebnisse aus den bisherigen Arbeiten

Verschleiß- und Entformungsverhalten beim Mikro-Pulverspritzgießen

Als Versuchsmaterialien wurden die schmelzmetallurgisch erzeugten Werkzeugstähle 30CrMo6 (Toolox 44, Fa. SSAB Oxelösund), X38CrMoV5-1 (1.2343, Fa. Böhler) und X3NiCoMoTi18-9-5 (1.2709, Fa. Böhler), der pulvermetallurgisch erzeugte Stahl X175VCrMo-5 (CPM9V, Fa. Crucible) sowie ein Ultrafeinkorn-Hartmetall WC-12Co (TSF44, 12 Ma. % Co, dWC = 0,2 - 0,5 µm, Fa. Ceratizit) verwendet. Neben den metallischen Materialien wurde eine Al2O3-Ti(C,N)-Mischkeramik (SH2, Fa. Ceramtec) mit Submikrogefüge in die Untersuchungen einbezogen. Für den bereits wärmebehandelt bezogenen Stahl 30CrMo6 wurde die Anlasstemperatur vom Hersteller mit 590°C angegeben. Der Stahl X38CrMoV5-1 wurde 20 min bei 990°C austenitisiert, in Öl abgeschreckt und anschließend dreimal zwei Stunden bei 560°C angelassen und an Luft abgekühlt. Der martensitaushärtende Stahl X3NiCoMoTi18-9-5 wurde eine Stunde bei 820°C geglüht, abgeschreckt und für 4 Stunden bei 490°C ausgelagert. Der PM-Stahl X175VCrMo9-5 wurde 60 min bei 1120°C austenitisiert, ölabgeschreckt und zweimal zwei Stunden bei 560°C angelassen. Als Referenzmaterial diente galvanisch abgeschiedenes Nickel. Die Bearbeitung der in Abb. 1b dargestellten Formeinsatz-Prüfkörper erfolgte durch Schleifen und die Strukturierung durch Fräsen (Stähle und Nickel) bzw. durch Erodieren (Hartmetall) am Institut für Produktionstechnik des Karlsruher Institut für Technologie (KIT) (Teilprojekte B4, Z3). Zusätzlich wurden die Oberflächen mikrogefräster Probekörper aus 30CrMo6 am Institut für Werkstoffkunde I des Karlsruher Institut für Technologie mikrogestrahlt (Teilprojekt B5). Die keramischen Prüfkörper wurden ohne Nut mit feingeschliffener Oberfläche (Ra < 0,1 µm) eingesetzt und in den Modellversuchen mit genuteten Prüfkörpern aus Messing gepaart. Aufgrund ihrer elektrischen Leitfähigkeit eignet sich diese Mischkeramik prinzipiell auch für eine Strukturierung mittels Funkenerosion (EDM).

Für die Verschleißuntersuchungen der Formeinsatz-Prüfkörper unter Beanspruchung durch gefüllte Formmassen wurde ein am Institut für Werkstoffkunde II entwickelter Einspritz-Modellprüfstand (Abb. 1a) verwendet. In einem mit 14 ± 1 cm3 Formmasse gefüllten Zylinder bewegte sich ein Kolben reversierend mit einer mittleren Geschwindigkeit von 2 mm/s auf und ab. Der Kolben war mit zwei Prüfkörper-Paaren bestückt, die jeweils aus einem Prüfkörper mit einer quadratischen Nut sowie einem Prüfkörper derselben Abmessungen, jedoch ohne Nut, bestanden (Abb. 1b). Durch die Nut wurde bei jedem Hub Formmasse mit einem Druck von 0,6 GPa (Abwärtsbewegung) bzw. 1,1 GPa (Aufwärtsbewegung) und einer mittleren Geschwindigkeit von 245 mm/s gedrückt. Vor den Versuchen wurde das gesamte Werkzeug mit den Prüfkörpern und der Formmasse aufgeheizt und diese Temperatur während der Versuche konstant gehalten. Die Temperatur lag bei 150°C für die Polyolefin/Wachs- und Polyethylen/Wachs-Formmassen bzw. bei 170°C für die Polyazetal-Formmassen. Als Füllstoff wurde bei allen Bindersystemen ZrO2 eingesetzt, wobei der Volumenanteil der Keramikpartikel bei 50% (POM und PE/Wachs) bzw. zwischen 47 und 53% (PO/Wachs) lag. Zusätzlich wurde eine POM-Formmasse mit einem Anteil von 58 Vol. % Al2O3-Partikeln verwendet. Die mittlere Partikelgröße der keramischen Partikel lag bei 0,3 bis 0,4 µm (ZrO2) bzw. 0,4 bis 0,6 µm (Al2O3). Nach 1400 bzw. 2800 Kolbenhüben, die jeweils einen Einspritzvorgang simulierten, wurde mit einer elektronischen Waage (Messgenauigkeit ± 10-5 g) der massenmäßige Verschleißbetrag der Probekörper ermittelt und daraus der volumetrische Verschleißbetrag errechnet.

Abb. 1: Schematische Darstellung (a) des Einspritz-Modellprüfstandes, (b) der Formeinsatz-Prüfkörper, (c) des tribologischen Modellsystems für die Untersuchungen zum Entformungsverhalten sowie (d) der ZrO2-Formmasse mit Polyazetal-Binder (Füllgrad 50%).

Die Modelluntersuchungen zur Entformung von Grünlingen wurden in einem spezifisch angepassten Haftreibungstribometer durchgeführt. Hierbei wurden Grünlinge (Scheiben mit Ø = 10 mm und d = 1 mm) aus der PO/Wachs-Formmasse mit 50 Vol.-% ZrO2 mit einer Normalkraft von 50 N gegen plattenförmige Formeinsatz-Prüfkörper gepresst (Abb. 1c). Unter dieser Belastung wurden die Paarungen zunächst mit 15 K/min auf 150°C aufgeheizt und bei dieser Temperatur für 5 min gehalten, um das Füllen des Formeinsatzes nachzubilden. Anschließend wurde nach einer Abkühlung auf die Entformungstemperatur von 60°C der Übergang vom Haften zum Gleiten durch translatorische Bewegung der plattenförmigen Prüfkörper mit einer Abzugsgeschwindigkeit von 8,3 µm/s ermittelt. Die angegebenen Versuchsergebnisse stellen Mittelwerte aus je mindestens zwei gleichartigen Versuchsläufen dar. An die tribologischen Versuchsläufe schlossen sich zur Charakterisierung der Verschleißerscheinungsformen rasterelektronenmikroskopische Nachuntersuchungen an.

Abb 2 zeigt rasterelektronenmikroskopische Gefügeaufnahmen verschiedener Formeinsatzmaterialien. Der niedriglegierte Stahl 30CrMo6 war gekennzeichnet durch ein homogenes Gefüge aus angelassenem Martensit mit feinverteilten Carbiden und eine Härte von 454 HV30 (Abb. 2a). Der bei 560°C angelassene Stahl X38CrMoV5-1 wies ein martensitisches Gefüge mit etwa 1,5 µm großen Sonderkarbiden (< 5 Vol. %) auf (Abb. 2b). Die Mikrostruktur des PM-Stahls X175VCrMo9-5 mit einer Härte von 719 HV30 war durch einen Anteil von ca. 20 Vol. % homogen verteilten Karbiden in einer Matrix aus angelassenem Martensit gekennzeichnet (Abb. 3c). Das Ultrafeinkorn-Hartmetall wies bei einem Anteil von 12 Ma. % an Co-Binder und einer mittleren WC-Partikelgröße von dWC = 0,4 µm eine Härte von 1825 HV30 auf. Die Härte der Al2O3-Ti(C,N)-Mischkeramik mit etwa 20 Vol. % Ti(C,N)-Partikeln lag bei 1815 HV30.

Abb. 2: REM-Gefügeaufnahmen der Stähle (a) 30CrMo6, (b) X38CrMoV5-1 und (c) X175VCrMo9-5.

Unterschiedlich bearbeitete Prüfkörperoberflächen des Stahls 30CrMo6 sind in Abb. 3 dargestellt. Auf der mikrogefrästen Stahloberfläche (Ra = 0,10±0,03 µm) waren deutlich die Fräsriefen mit einem Abstand von jeweils etwa 20 µm zu erkennen (Abb. 3a). Ein einstufiges Mikrostrahlen der gefrästen Oberflächen mit einem Gemisch aus Al2O3, SiC und Glasperlen (Körnung 10 bis 20 µm) beseitigte die Fräsriefen vollständig, führte gleichzeitig aber zu einer Erhöhung des Ra-Wertes auf 0,32±0,04 µm (Abb. 3b). Die höchste Rauheit von Ra = 0,71±0,06 µm wurde nach dem Mikroerodieren für die von einer Schmelzschicht (weiße Zone) bedeckte Stahloberfläche ermittelt (Abb. 3c).

Abb. 3 REM-Aufnahmen der Oberflächen des Stahls 30CrMo6 nach (a) dem Mikrofräsen, (b) dem Mikrostrahlen mit einem Gemisch aus Al2O3, SiC und Glasperlen (Körnung 10 bis 20 µm) sowie (c) dem Mikroerodieren.

In Abb 4 ist der volumetrische Verschleißbetrag der Versuchsmaterialien nach 1400 simulierten Einspritzvorgängen mit Al2O3- und ZrO2-Formmasse bei 170°C wiedergegeben. Nach Beanspruchung durch die ZrO2-Formmasse wurde an dem einphasigen Referenzmaterial Nickel (355 HV30) ein Verschleißbetrag von etwa 0,05 mm3 ermittelt. Unter denselben Beanspruchungsbedingungen wiesen die schmelzmetallurgisch erzeugten Stähle trotz höherer Härte zwischen 454 HV30 (Toolox 44) und 590 HV30 (X3NiCoMoTi18 9 5) einen um einen Faktor von 1,5 bis 3 höheren Verschleißbetrag als das Referenzmaterial auf. Nach 1400 simulierten Einspritzvorgängen mit Al2O3-Formmasse lag der volumetrische Verschleißbetrag der drei Stähle und des Nickels um etwa einen Faktor von 2 höher als bei den Versuchen mit ZrO2-Formmasse. Die Reihung im Verschleißverhalten der Materialien blieb dabei erhalten, d.h. der geringste Verschleiß von ca. 0,17 mm3 trat beim galvanisch abgeschiedenen Nickel auf, der höchste beim Werkzeugstahl X38CrMoV5-1 mit etwa 0,32 mm3. An dem pulvermetallurgisch hergestellten Stahl X175VCrMo9-5 ergab sich nach 1400 simulierten Einspritzvorgängen mit den beiden keramischen Formmassen jeweils ein Verschleißbetrag zwischen 0,03 und 0,04 mm3. Während an dem Ultrafeinkorn-Hartmetall WC-12Co nach Versuchen mit der Al2O3-Formmasse ein ähnlich hoher Verschleiß wie für den PM-Stahl ermittelt wurde, konnte unter den gewählten Beanspruchungsbedingungen kein messbarer Verschleiß an der Al2O3-Ti(C,N)-Mischkeramik festgestellt werden.

Abb. 4 Volumetrischer Verschleißbetrag des galvanischen Nickels, der Stähle 30CrMo6, X38CrMoV5-1, X3NiCoMoTi18-9-5 und PM X175VCrMo9-5 sowie des Hartmetalls WC-12Co und der Mischkeramik Al2O3-Ti(C,N) nach 1400 simulierten Einspritzvorgängen im Einspritz-Modellprüfstand mit Al2O3- bzw. ZrO2-Formmasse (POM-Binder) bei 170°C.

Abb. 5 zeigt rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen verschlissener Oberflächen des galvanisch abgeschiedenen Nickels, der Stähle 30CrMo6 und X175VCrMo9 5 sowie der Mischkeramik und des Hartmetalls nach 1400 simulierten Einspritzvorgängen mit ZrO2- bzw. Al2O3-Formmasse bei 170°C. Die verschlissenen Oberflächen des Nickels und des exemplarisch für die schmelzmetallurgisch erzeugten Stähle dargestellten 30CrMo6 wiesen neben Riefen in Strömungsrichtung der Formmasse, die durch die abrasive Wirkung der Keramik-Partikel hervorgerufen wurden, insbesondere nach der Beanspruchung durch die ZrO2-Formmasse muldenförmige Vertiefungen infolge von Auswaschungen auf (Abb. 5a, b, e, f). Der PM-Stahl X175VCrMo9 5 war nach der Beanspruchung durch die ZrO2-Formmasse durch eine raue Oberfläche gekennzeichnet, die infolge der selektiven Auswaschung der Stahlmatrix um die Karbide herum entstanden war (Abb. 5c, d). Auf der in Abb. 5g dargestellten, durch die Al2O3-Formmasse beanspruchten Oberfläche der Al2O3-Ti(C,N)-Mischkeramik waren nach 1400 simulierten Einspritzvorgängen noch deutlich die ursprünglichen Bearbeitungsspuren sichtbar und es konnten keine signifikanten Veränderungen gegenüber der unbeanspruchten Ausgangsoberfläche festgestellt werden. Dagegen war auf der Hartmetalloberfläche die durch das Erodieren entstandene Schmelzschicht fast vollständig abgetragen und teilweise wurden bereits WC-Partikel freigelegt (Abb. 5h, i).

Abb. 5 REM-Aufnahmen (a, e) des galvanisch abgeschiedenen Nickels, der Stähle (b, f) 30CrMo6 und (c, d) X175VCrMo9-5 sowie (g) der Mischkeramik und (h, i) des Hartmetalls nach 1400 simulierten Einspritzvorgängen im Einspritz-Modellprüfstand mit (a - d) ZrO2- und (e - i) Al2O3-POM-Formmasse bei T = 170°C.

Der niedrigere Verschleißwiderstand der schmelzmetallurgisch erzeugten und vergüteten Stähle 30CrMo6 und X38CrMoV5-1 gegenüber dem galvanisch abgeschiedenen Nickel trotz ihrer um 30 bis 50% höheren Härte wurde auf die im Gegensatz zum Nickel mehrphasigen Stahlgefüge mit einer weichen Matrix aus angelassenem Martensit und härteren Karbiden zurückgeführt. Die freie Weglänge zwischen den Karbiden in diesen Stählen lag, bedingt durch ihren geringen Anteil, deutlich über der mittleren Teilchengröße der keramischen Partikel in den Formmassen. Hierdurch konnten die Karbide ihre schützende Wirkung nicht entfalten, sondern wirkten vielmehr als Störstellen und begünstigten so den inhomogenen Verschleißangriff der sie umgebenden weicheren Matrix, der zu den typischen Auswaschungen auf der beanspruchten Oberfläche und einem erhöhten Abtrag führte. Eine Verschleißminderung gegenüber dem Nickel konnte erst durch den Einsatz des PM-Stahls X175VCrMo9 5 mit einen Volumenanteil von etwa 20% an harten Sonderkarbiden erreicht werden. Jedoch kam es auch beim PM-Stahl auf der gesamten beanspruchten Oberfläche zu einer selektiven Auswaschung der weicheren Matrix aus angelassenem Martensit (Abb 5d), da in den hier untersuchten Formmassen die Partikelgröße mit 0,3 bis 0,4 µm (ZrO2) bzw. 0,4 bis 0,6 µm (Al2O3) noch unterhalb des mittleren Karbidabstandes lag. Der bei einer vergleichbaren Härte von über 1800 HV30 signifikant geringere Verschleißwiderstand des Ultrafeinkorn-Hartmetalls WC-12Co im Vergleich zur Al2O3-Ti(C,N)-Mischkeramik konnte auf die während des Mikroerodierens entstandene Schmelzschicht zurückgeführt werden, da bei Kontrolluntersuchungen mit Hartmetall-Prüfkörpern, bei denen die Schmelzschicht durch Mikrostrahlen entfernt wurde, unter den gleichen Beanspruchungsbedingungen kein messbarer Verschleißabtrag festgestellt werden konnte.

Der Einfluss unterschiedlicher Bindersysteme und des Pulverfüllgrades auf das Verschleißverhalten des niedriglegierten Stahls 30CrMo6 bei der Beanspruchung durch ZrO2-gefüllte Formmassen ist in Abb. 6 dargestellt. Nach 2800 simulierten Einspritzvorgängen wurde bei Versuchen mit der POM-Formmasse und 50 Vol.-% ZrO2 mit 0,175 mm3 der höchste volumetrische Verschleißbetrag ermittelt. Der Verschleiß lag damit trotz der um 20°C höheren Verarbeitungstemperatur von 170°C bei gleichem Pulverfüllgrad um den Faktor zehn höher als bei der Formmasse mit Polyethylen/Wachs-Binder. Nach 2800 simulierten Einspritzvorgängen mit der Polyolefine/Wachs-Formmasse stieg der volumetrische Verschleißbetrag mit zunehmendem Pulverfüllgrad von ca. 0,36 mm3 bei 47 Vol. % ZrO2 auf einen Wert von etwa 0,73 mm3 bei 53 Vol. % ZrO2 an. Alle rasterelektronenmikroskopisch untersuchten Oberflächen wiesen nach den Versuchen vergleichbare Verschleißerscheinungsformen mit feinen Riefen in Strömungsrichtung der Formmasse und einer Vielzahl muldenförmiger Auswaschungen auf.

Abb. 6 Volumetrischer Verschleißbetrag des Stahls 30CrMo6 nach 2800 simulierten Einspritzvorgängen im Einspritz-Modellprüfstand mit ZrO2-gefüllten POM-, PO/Wachs- bzw. PE/Wachs-Formmassen.

Die Ergebnisse der Untersuchungen verdeutlichen das große Potenzial zur Verschleißminderung durch den Einsatz niedrigviskoser Bindersysteme mit hohen Wachsanteilen. Allerdings können die wachsbasierten Formmassen aufgrund der niedrigeren Grünfestigkeit der abgeformten Mikrobauteile bei der Entformung zu größeren Problemen führen. Dies wird aktuell in Kooperation mit Projektpartnern im Sonderforschungsbereich 499 analysiert. Die bei den Versuchen mit der Formmasse auf Polyolefin/Wachs-Basis beobachte Abnahme des Verschleißes mit abnehmendem Pulverfüllgrad konnte auf die abnehmende Viskosität der Formmasse mit geringerem Füllgrad zurückgeführt werden. Auch diese Maßnahme zur Verschleißminderung ist jedoch nur bedingt in die Praxis umsetzbar, da geringere Pulverfüllgrade während des Sinterns der Mikrobauteile zu einer größeren Schwindung und damit in der Regel zu einer schlechteren Maßhaltigkeit führen.

In Abb. 7 sind die Ergebnisse der Modelluntersuchungen zur Entformung von unterschiedlich gefertigten Prüfkörpern aus dem Stahl 30CrMo6 in Paarung mit Grünlingen aus der PO/Wachs-Formmasse mit 50 Vol. % ZrO2 zusammengestellt.

Abb. 7 Tangentialkraft in Abhängigkeit vom Verfahrweg für (a) mikrogefräste bzw. mikroerodierte und (b) mikrogestrahlte Prüfkörper aus 30CrMo6 bei Modellversuchen zur Entformung in Paarung mit Grünlingen aus der PO/Wachs-Formmasse mit 50 Vol.-% ZrO2.

Die niedrigste zur Überwindung der Haftung notwendige Tangentialkraft von ca. 32 N wurde für die mikrogefräste bzw. die mikrogefräste und anschließend durch Ultraschall-Nassstrahlen in einer wässrigen Al2O3-Suspension (5 Ma. % Al2O3) nachbehandelte Oberfläche ermittelt. Diese beiden Oberflächen wiesen Ra-Werte um 0,1 µm auf. Bei den erodierten bzw. mit einem Gemisch aus SiC, Al2O3 und Glasperlen gestrahlten Oberflächen mit Ra-Werten über 0,3 µm musste eine etwa 40% höhere Tangentialkraft zur Überwindung der Haftung aufgebracht werden. In der Gleitphase, die bei allen untersuchten Paarungen durch ein ausgeprägtes Stick-Slip-Verhalten gekennzeichnet war, lagen die Tangentialkräfte für die mikrogefräste bzw. Ultraschall-nassgestrahlte Oberfläche im Mittel bei 10 bzw. 12 N und damit etwa 50 bis 60% niedriger als für die erodierten bzw. trocken gestrahlten Oberflächen.

Tribologisches Verhalten von Mikrokomponenten

Als Versuchsmaterial für die tribologischen Modelluntersuchungen unter einsinniger Gleitbeanspruchung im System Kugel/Scheibe wurden Kugeln mit Durchmesser 1,6 mm gegen Scheiben mit Durchmesser 8 mm gepaart. Die wichtigsten Werkstoffkennwerte sowie Gefügeaufnahmen der Versuchsmaterialien sind in Tabelle 1 bzw. . 8 zusammengestellt. Abb

Tabelle 1: Eigenschaftskennwerte der Versuchsmaterialien nach Herstellerangaben und Messungen am Institut für Werkstoffkunde II (*).

Die Kugeln aus Hartmetall WC-6Co (Fa. Spheric Trafalgar) und Si3N4 (Fa. SWIP) wurden im polierten Anlieferungszustand eingesetzt. Die Si3N4- (SL200BG; Fa. Ceramtec) und Hartmetall-Scheiben (WC-12Co, TSF44, Fa. Ceratizit) wurden vor den Versuchen zunächst plan geschliffen und poliert. Für die Untersuchungen im Wälzkontakt wurden jeweils eine Scheibe (getrieben) mit gekrümmter Mantelfläche (r = 4 mm) und eine Scheibe (treibend) mit ebener Mantelfläche eingesetzt. Die Si3N4-Scheiben wurden im polierten Anlieferungszustand verwendet, während die Mantelflächen der WC-Co-Scheiben zunächst geschliffen und anschließend poliert wurden. Der Ra-Wert lag für alle Probekörper bei Werten zwischen 0,02 und 0,04 µm.

Abb. 8: Rasterelektronenmikroskopische Gefügeaufnahmen von (a) der WC-6Co-Kugel, (b) der WC-12Co-Scheibe, (c) der Si3N4-Kugel und (d) der Si3N4-Scheibe.

Für die mikrotribologischen Modelluntersuchungen unter Gleit- bzw. Wälzbeanspruchung wurden am Institut für Werkstoffkunde II speziell entwickelte Labortribometer eingesetzt. Auf Basis einer tribologischen Systemanalyse für das Demonstratorsystem "Planetengetriebe" wurde als Standardbedingung für den Gleitkontakt (Abb. 9a) eine Normalkraft FN von 800 mN und eine Gleitgeschwindigkeit von 400 mm/s festgelegt. Die Versuche wurden über einen Gleitweg von 1000 m durchgeführt. Für den Wälzkontakt (Abb. 9b) ergab sich eine Normalkraft FN von 250 mN und eine Gleitgeschwindigkeit von 800 mm/s. Gewählt wurde ein Schlupf von bis zu 10% und 106 Überrollungen. Die Versuche wurden bei Raumtemperatur sowohl in Luft von 50% relativer Feuchte als auch unter Wasserschmierung durchgeführt. Die Versuche in Wasser erfolgten im Gleitkontakt unter Tauchschmierung, während eine Tropfschmierung beim Wälzversuch eine vollständige Benetzung der Wirkflächen sicherstellte. Nach den Modellversuchen wurden mit Hilfe taktiler und optischer Topografiemessungen der Verschleiß der Probekörper bestimmt und rasterelektronenmikroskopische Nachuntersuchungen der beanspruchten Oberflächen vorgenommen.

Abb. 9: Tribologische Modellsysteme und Beanspruchungsparameter für (a) den einsinnigen Gleitkontakt und (b) den Wälzkontakt.

Die tribologischen Modelluntersuchungen lieferten in Form des während der Versuche kontinuierlich aufgezeichneten Verlaufes des Verschleißbetrages die Eingangsdaten für die numerische Verschleißsimulation mit Hilfe des im Teilprojekt D4 auf Basis des Verschleißmodells von Archard entwickelten Global Incremental Wear Model (GIWM). Um die Vorhersagezuverlässigkeit des GIWM zu überprüfen, wurde zunächst auf Basis der experimentellen Ergebnisse für eine Referenzbelastung der volumetrische Verschleißkoeffizient kD als Parameter des Verschleißmodells durch Fit bestimmt. Anschließend wurde das GIWM genutzt, um den volumetrischen Verschleiß der Gleitpaarungen in Abhängigkeit des Gleitweges für variierende experimentelle Versuchsparameter vorauszusagen.

Im ungeschmierten Gleitkontakt wurde bei der Si3N4-Paarung für eine Normalkraft von 800 mN zu Versuchsbeginn eine mittlere Reibungszahl von 0,65 (Abb. 10a) gemessen. Im weiteren Verlauf fiel die Reibungszahl bei vereinzelten kurzzeitigen Überhöhungen auf einen Wert von 0,54 ab. Profilometrische Messungen nach dem Gleitweg von 1000 m ergaben einen linearen Verschleißbetrag Wl* der Kugel von 74 µm. An den Scheiben konnte bei keiner der untersuchten Paarungen ein messbarer Verschleiß festgestellt werden. Die WC-Co Paarung zeigte auf den ersten 200 m eine Reibungszahl von 0,3, die sich im weiteren Verlauf auf etwa 0,63 nach 1000 m erhöhte (Abb. 10a). Der Verschleiß lag am Versuchsende bei 1,2 µm. Versuche über 3000 m Gleitweg bestätigten einen quasistationären Wert der Reibungszahl von 0,60. Bei Tauchschmierung mit destilliertem Wasser wurde für die Si3N4-Paarung ein ausgeprägtes Einlaufverhalten (Abb. 10a) beobachtet. Auf den ersten 25 m fiel die Reibungszahl der Si3N4-Paarung von Werten von 0,3 zu Versuchsbeginn auf ein sehr niedriges Niveau unterhalb 0,02 ab. Die kontinuierliche Verschleißmessung zeigte, dass der überwiegende Teil des nach 1000 m ermittelten Verschleißbetrags von 2,7 µm im Einlaufbereich auftrat. Die Hartmetallpaarung zeigte unter Wasserschmierung zu Versuchsbeginn eine Reibungszahl von 0,13 (Abb. 10a), die mit zunehmendem Gleitweg kontinuierlich abfiel und nach 800 m einen quasistationären Endwert von 0,07 erreichte. Am Ende des Versuchslaufs über 1000 m lag im Vergleich zu den Versuchen in Luft ein geringfügig höherer Verschleiß von etwa 1,5 µm vor.

Abb. 10: (a) Reibungszahl der Si3N4- und WC-Co-Paarung als Funktion des Gleitwegs in Luft mit 50% r.F. bzw. in dest. Wasser. (FN 800 mN, v = 400 mm/s) und (b) quasistationäre Reibungszahl und experimentell ermittelter sowie im Teilprojekt D4 durch Simulation (GIWM) ermittelter linearer Verschleißbetrag Wl* der WC-Co-Gleitpaarung nach dem Gleitweg von 1000 m unter einsinniger Gleitbeanspruchung bei variierter Normalkraft in dest. Wasser (v = 400 mm/s).

Aufgrund des günstigen Reibungs- und Verschleißverhaltens der WC-Co-Paarung in destilliertem Wasser wurde eine Normalkraftvariation zwischen FN 200 mN und FN 1600 mN durchgeführt (Abb. 10b). Mit zunehmender Normalkraft konnte dabei eine abfallende Tendenz der Reibungszahl von Werten von 0,09 bei 400 mN Normalkraft auf Werte von 0,06 bei 1600 mN festgestellt werden. Die nach den Versuchen über 1000 m ermittelten linearen Verschleißbeträge der Kugel ergaben eine Verdoppelung von 1,0 µm bei 400 mN auf etwa 2,1µm bei 1600 mN Normalkraft. Der während des Versuchs kontinuierlich aufgezeichnete Verlauf des linearen Verschleißbetrags bei einer Normalkraft von 400 mN wurde als Eingangsdatensatz für die Ermittlung des im GIWM (Teilprojekt D4) enthaltenen volumetrischen Verschleißkoeffizienten genutzt. Die Ergebnisse zeigten eine gute Übereinstimmung innerhalb des experimentell abgesicherten Parameterfeldes zwischen 400 und 1600 mN Normalkraft.

Unter Wälzbeanspruchung zeigte sich für die Si3N4-Paarung in Luft bei einer Normalkraft von 250 mN und einer Geschwindigkeit von 800 mm/s der getriebenen Rolle ein deutlicher Einfluss des eingestellten Schlupfes auf die Höhe der Reibungszahl zu Versuchsbeginn (Abb. 11a). Mit zunehmendem Schlupf erhöhte sich die Reibungszahl von 0,16 (1% Schlupf) auf 0,28 (10% Schlupf). Die Reihung der Reibungszahl zu Versuchsbeginn bei unterschiedlichem Schlupf blieb während der Versuchsläufe erhalten, und nach 106 Überrollungen ergaben sich quasistationäre Endwerte der Reibungszahl zwischen 0,45 (1% Schlupf) und 0,72 (10% Schlupf). Die Höhe des Schlupfes hatte einen deutlichen Einfluss auf den Übergang von der Reibungszahltief- in die Reibungszahlhochlage. Während bei 10% Schlupf direkt zu Versuchsbeginn ein kontinuierlicher Anstieg der Reibungszahl zu beobachten war, zeigten die Paarungen bei 4% bzw. 1% Schlupf erst nach 5x103 bzw. 104 Überrollungen einen deutlichen Anstieg der Reibungszahl. Die Reibungszahl der WC-Co-Paarung im ungeschmierten Wälzkontakt lag unter vergleichbaren Beanspruchungsbedingungen zu Versuchsbeginn mit Werten zwischen 0,11 (1% Schlupf) und 0,22 (10% Schlupf) niedriger als bei der Si3N4-Paarung (Abb. 11b). Die quasistationären Endwerte nach 106 Überrollungen von 0,19 (1% Schlupf) bis 0,31 (10% Schlupf) lagen nur etwa halb so hoch wie bei den Si3N4-Paarungen unter vergleichbaren Bedingungen.

Abb. 11: Reibungszahl der (a) Si3N4- und (b) WC-Co-Wälzpaarung als Funktion der Überrollungen in Luft bei unterschiedlichem Schlupf (FN 250 mN, v1 = 800 mm/s).

REM-Nachuntersuchungen der bei 10% Schlupf mit 106 Überrollungen in Luft (50% r.F.) beanspruchten Si3N4-Wälzproben (Abb. 12a und c) zeigten auf der getriebenen, balligen Rolle eine Deckschicht aus kompaktierten Verschleißpartikeln. Bei der treibenden, ebenen Rolle war die Deckschicht zusätzlich von losen Verschleißpartikeln belegt. Die Nachuntersuchung der in Luft beanspruchten WC-Co-Oberflächen zeigte vereinzelt lose Verschleißpartikel auf der getriebenen Rolle (Abb. 12b) und auf der treibenden Rolle (Abb. 12d) eine im Rasterelektronenmikroskop dunkel erscheinende Schicht aus kompaktierten Verschleißpartikeln, die von Rissen durchzogen war und sich teilweise ablöste.

Abb. 12: Rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen der bei 10% Schlupf in Luft beanspruchten balligen (a, b) bzw. ebenen (c, d) Si3N4- (a, c) und WC-Co-Laufflächen (b, d) nach 106 Überrollungen (Pfeil in Wälzrichtung).

Abb. 13: Reibungszahl der (a) Si3N4- und (b) WC-Co-Wälzpaarung als Funktion der Überrollungen in Wasser bei unterschiedlichem Schlupf (FN 250 mN, v1 = 800 mm/s).

Die Si3N4-Wälzpaarung zeigte in destilliertem Wasser unabhängig vom Schlupf nach einem Einlaufbereich von etwa 104 Überrollungen sehr niedrige quasistationäre Reibungszahlen von 0,012 (Abb. 13a). Im Vergleich zeigte die WC-Co Paarung in Wasser (Abb. 13b) unabhängig vom Schlupf zu Versuchsbeginn eine Reibungszahl von 0,17. Während der 106 Überrollungen fiel die Reibungszahl kontinuierlich ab und erreichte bei 1% und 4% Schlupf einen quasistationären Endwert um 0,12. Aufgrund eines ab etwa 4x105 stärkeren Abfallens ergaben sich bei 10% Schlupf etwa 50% niedrigere quasistationäre Endwerte der Reibungszahl von 0,07.

Die in destilliertem Wasser beanspruchten Oberflächen zeigten bei der rasterelektronenmikroskopischen Nachuntersuchung nach 106 Überrollungen sowohl für die Si3N4- (Abb. 14a und c) als auch die WC-Co-Paarung (Abb. 14b und d) lediglich bei 10% Schlupf eine leichte Einglättung, wobei vereinzelte Röllchen auf tribochemischen Verschleiß hindeuteten.

Abb. 14: Rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen der bei 10% Schlupf in Wasser beanspruchten balligen (a, b) bzw. ebenen (c, d) Si3N4- (a, c) und WC-Co-Laufflächen (b, d) nach 106 Überrollungen (Pfeil in Wälzrichtung).