Metallschäume: Herstellung, Eigenschaften, Potenziale und Forschungsansätze – mit Schwerpunkt auf Aluminiumschäume 9783110681758, 9783110681550

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Günther Lange Metallschäume

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Günther Lange

Metallschäume

| Herstellung, Eigenschaften, Potenziale und Forschungsansätze – mit Schwerpunkt auf Aluminiumschäume

Dr.-Ing. habil. Günther Lange TU Ilmenau Fachgebiet Metallische Werkstoffe und Verbundwerkstoffe Postfach 100565 98684 Ilmenau Deutschland [email protected]

ISBN 978-3-11-068155-0 e-ISBN (PDF) 978-3-11-068175-8 e-ISBN (EPUB) 978-3-11-068179-6 Library of Congress Control Number: 2020937737 Bibliografische Information der Deutschen Nationalbibliothek Die Deutsche Nationalbibliothek verzeichnet diese Publikation in der Deutschen Nationalbibliografie; detaillierte bibliografische Daten sind im Internet über http://dnb.dnb.de abrufbar. © 2020 Walter de Gruyter GmbH, Berlin/Boston Umschlaggestaltung: MarkSwallow / E+ / Getty Images Satz: le-tex publishing services GmbH, Leipzig Druck und Bindung: CPI books GmbH, Leck www.degruyter.com

Vorwort Die Natur zeigt in vielen Konzepten wie das Thema Leichtbau mit einem zellularen Aufbau funktionieren kann. Strukturen von Pflanzen und Lebewesen weisen eine hohe Steifigkeit und Festigkeit bei minimalem Gewicht auf (beispielsweise Knochen [Spongiosa], Bambus und Korallen). Des Weiteren zeigt eine zellulare Struktur eine gute Absorption mechanischer Energie (beispielsweise bei der Schale von Pomelo­ früchten). Um diese Konzepte auf technische Anwendungen zu übertragen, können metallische Schäume, welche heutzutage zu den porösen Metallen gezählt werden, eine innovative Alternative sein. Bei den offen- und geschlossenporigen Schäumen ist nicht nur der Werkstoff wichtig für die mechanischen Eigenschaften, sondern auch die Struktur dieser Schäume. Die Weiterentwicklung der Materialien und der Strukturen wird die möglichen Anwendungen dieser Materialklasse vergrößern. Das vorliegende Buch beschreibt die Entwicklungen der metallischen Schäume, verschiedene Herstellungsverfahren, die wichtigsten Eigenschaften sowie neuere Ent­ wicklungen und Forschungen. Das Buch soll sowohl Studenten an Universitäten und Fachhochschulen als auch dem Ingenieur und Entwickler eine Hilfe sein und somit neue Anwendungen genieren. Das vorliegende Buch ist eine erweiterte Version der unveröffentlichten Habilita­ tionsschrift des Autors. Priv.-Doz. Dr.-Ing. habil. Günther Lange

https://doi.org/10.1515/9783110681758-201

im November 2019

Danksagung An dieser Stelle möchte ich allen Mitwirkenden an diesem Buch meinen Dank aus­ sprechen. Allen, die zu diesem Buch in Form von Bild- oder Textbeiträgen und Korrekturle­ sen beigetragen haben, sei sehr herzlich gedankt. Insbesondere seien hier genannt: Alle Mitarbeiter des Fachgebiets Metallische Werkstoffe und Verbundwerkstoffe an der TU Ilmenau, Frau Vanessa Möller sowie alle Studierenden, die in diesem The­ mengebiet eine Bachelorarbeit, eine Masterarbeit oder eine Seminararbeit im Fachge­ biet Metallische Werkstoffe und Verbundwerkstoffe an der TU Ilmenau bei mir bear­ beitet haben.

https://doi.org/10.1515/9783110681758-202

Inhalt Vorwort | V Danksagung | VII 1

Einleitung | 1

2

Metallschäume von 1925 bis heute | 6

3

Motivation und Forschungsbedarf | 13

Poröse Metalle und Metallschäume | 15 Grundlagen | 18 Energieabsorptionsvermögen | 19 Treibmittel | 22 Effekte des Schaumzerfalls | 32 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle | 35 Gaseinblasverfahren CYMAT (schmelzmetallurgisches Verfahren) | 35 3D-Formteilherstellung nach dem Gaseinblasverfahren (schmelzmetallurgisches Verfahren) | 37 4.2.3 Syntaktische Metallschäume (schmelzmetallurgisches Verfahren) | 38 4.2.4 ALPORAS® -Verfahren (schmelzmetallurgisches Verfahren) | 39 4.2.5 Advanced Pore Morphology (APM) Metallschaumtechnologie (pulvermetallurgisches Verfahren) | 40 4.2.6 Hohlkugeln und -Strukturen (Metallic Hollow Sphere, MHS) (pulvermetallurgisches Verfahren) | 43 4.2.7 Schlickerreaktionsschaumsinter (SRSS)-Verfahren (pulvermetallurgisches Verfahren) | 46 4.2.8 Poröse metallische Strukturen im Platzhalterverfahren (schmelzund pulvermetallurgische Verfahren) | 48 4.2.9 Integral Foam Moulding (schmelzmetallurgisches Verfahren) | 49 4.2.10 Herstellung von Aluminiumschäumen mittels Reibrührschweißen | 52 4.3 Herstellung offenporiger poröser Metalle | 53 4.3.1 Struktur offenporiger Metallschäume | 54 4.3.2 Feingießen – Platzhalterverfahren in der schmelzmetallurgischen Herstellung (schmelzmetallurgisches Verfahren) | 56 4.3.3 Platzhalterverfahren mit Gießereisanden (schmelzmetallurgisches Verfahren) | 58 4.3.4 Sinterverfahren – Platzhalterverfahren (pulvermetallurgisches Verfahren) | 59

4 4.1 4.1.1 4.1.2 4.1.3 4.2 4.2.1 4.2.2

X | Inhalt

5 5.1 5.2 5.3 5.3.1 5.3.2 5.3.3 5.4 5.5 5.5.1

Eigenschaften und Struktur | 61 Dichte | 63 E-Modul und Steifigkeit | 66 Struktur poröser Metalle | 70 Kubisches Zellmodell nach Gibson und Ashby | 70 Porenmodell von Menges und Knipschild | 71 Darstellung realer Schäume | 72 Festigkeit | 73 Festigkeitssteigerung durch Beschichtung | 74 Nanokristalline Werkstoffe | 76

6 6.1 6.1.1 6.2 6.3 6.4 6.5

Forschungs- und Entwicklungsansätze | 77 Herstellung faserverstärkter geschlossenporiger Aluminiumschäume | 80 Mischen und Pressen der Ausgangsmaterialien | 87 Faserverstärkte Aluminiumschäume | 93 Druckversuche faserverstärkter Aluminiumschäume | 99 CNT-verstärkte Aluminiumschäume | 101 Aluminiumschaum-Hybridverbunde | 107

7

Zusammenfassung und Ausblick | 113

Literaturverzeichnis | 117 Stichwortverzeichnis | 127

1 Einleitung Seit den 1990er-Jahren ist das Thema „Leichtbau“ in den Ingenieur- und Werkstoffwis­ senschaften zunehmend in den Fokus von Forschung und Entwicklung gerückt. Der weltweit zunehmende Energieverbrauch zwingt uns zu einem schonenden Umgang mit den Ressourcen und der Energie. Die gesellschaftliche und industrielle Entwick­ lung, vor allem in China, hat in den letzten zehn bis 15 Jahren die Themen „Energie“ und „Ressourcenschonung“, insbesondere in den Bereichen Stahl, Aluminium und Seltene Erden, in den weltweiten Mittelpunkt gerückt. Der andauernde Bedarf nach Eisen- und Stahlwerkstoffen, die Investitionen in die Stahlerzeugung und -verarbei­ tung – hauptsächlich in Indien und China –, die schnell anwachsende Weltbevölke­ rung und das Wirtschaftswachstum trieben und treiben den Weltenergiebedarf in er­ schreckende Höhen.

Abb. 1.1: Weltstahlerzeugung aus dem Jahr 2008. Quelle: in der Abbildung

Die Abb. 1.1 zeigt den steigenden Energiebedarf in China u. a. durch einen starken An­ stieg der Stahlerzeugung seit den 1990er-Jahren. Im Jahr 2014 produzierte China ca. 50 % der Welt-Rohstahlerzeugung (ca. 834 Mio. Tonnen Rohstahl) (Quelle: World Steel Association). https://doi.org/10.1515/9783110681758-001

2 | 1 Einleitung

Aus den oben genannten Gründen sind wir zunehmend in Forschung und Ent­ wicklung aufgefordert, Leichtbauthemen, besonders aus werkstofflicher Sicht, neu zu bewerten und neue Werkstoffe zu entwickeln. Eine reine Materialsubstitution (z. B. Aluminium anstelle von Stahl oder Magnesium anstelle von Aluminium) reicht heut­ zutage bei den komplexen Anwendungen und Eigenschaftsanforderungen (z. B. nied­ rige Dichte, hohe Festigkeiten und hohe Dehnungen, ein gutes Energieaufnahmever­ mögen, Korrosionsschutz, Verschleißfestigkeit u. a.) der Werkstoffe nicht mehr aus. Neue Werkstoffe und Verbundwerkstoffe mit definierten und angepassten Eigenschaf­ ten müssen zukünftig die geforderten Anforderungen erfüllen. Dadurch kommt auch dem Thema „Leichtbau“ eine zukünftig immer wichtiger werdende Bedeutung zu. Die bisher angewandten Leichtbaustrategien – Formleichtbau, Werkstoffleichtbau, Fer­ tigungs- und/oder Strukturleichtbau und Konzeptleichtbau – müssen zukünftig an­ gepasst, erweitert und sogar neu definiert werden, um auch den neuen Werkstoffen und Werkstoffsystemen gerecht zu werden. Dies trifft auch auf die zukünftigen Me­ gatrends, wie z. B. Green Mobility und Silver Age, sowie auf weitere Industriebereiche, wie beispielsweise den Automobilbau, die Luft- und Raumfahrtindustrie und Bau- und Architekturanwendungen, zu. Durch diese gesellschaftlichen und energiepolitischen Entwicklungen können die metallischen Schäume bzw. porösen Metalle im Bereich der Werkstoffentwicklung zukünftig einen wichtigen Stellenwert einnehmen. Die bis­ her identifizierten Anwendungsfelder für offen- und geschlossenporige Metallschäu­ me zeigt die Abb. 1.2. Als mögliche Anwendungsfelder wurden im Jahr 2002 u. a. Wär­ metauscher, Filter, Katalysatoren, biomedizinische Implantate, Gleitlager und Ener­ gieabsorber identifiziert. Bis heute sind jedoch keine größeren Fortschritte erreicht worden.

strukturelle Anwendung

biomedizinische Implantate Katalysatoren Katalysatorträger

Art der Anwendung

kraftaufnehmende Bauteile und Komponenten Energieabsorber für crashrelevante Bauteile

Schalldämpfer Filter

funktionelle Anwendung

Lager Wärmetauscher

offenporig

partiell offenporig

geschlossenporig

Abb. 1.2: Mögliche Anwendungen metallischer Schäume als Funktion der Porosität. Quelle: [39]

1 Einleitung

| 3

Poröse metallische Werkstoffe decken heute alle Größenskalen ab. So werden heu­ te nanoporöse Werkstoffe und Beschichtungen bis hin zu offen- bzw. geschlossen­ porigen Materialien mit mehreren Millimeter großen Zellen bzw. Poren hergestellt. Werkstoffe bzw. Halbzeuge aus Metallfasern wie auch aus Metallhohlkugeln (siehe Ab­ schn. 4.2.6) werden heutzutage auch zu den porösen Werkstoffen gezählt. Die Abb. 1.3 zeigt einige Beispiele der Strukturtypen mit ihren Porengrößen.

Abb. 1.3: Strukturtypen und Porengrößen unterschiedlicher poröser Metalle (Metallfaser, offenporiger Metallschaum, Hohlkugelstruktur. Quelle: [165]

Lefevre [115] und Banhardt [41] geben jeweils einen guten, aber kurzen Überblick über die Entwicklung der Aluminiumschäume seit den 1950er-Jahren. Die Anfänge der Me­ tallschäume gehen aber bis in 1920er-Jahre zurück (siehe auch Kapitel 2). Das Interesse an dieser immer noch innovativen Werkstoffklasse zeigt auch Tab. 1.1 mit einer Auflistung der im Metallschaumbereich tätigen Unternehmen in den letzten ca. 15 Jahren. Allerdings ist eine industrielle Anwendung der metallischen Schäume immer nur in Prototypen oder Kleinstserien erfolgt. Ein entscheidender Grund für die immer noch prototypenhafte Anwendung oder Kleinserienfertigung von porösen Metallen bzw. geschlossenporigen Aluminium­ schäumen ist die ungleichmäßige Verteilung der Poren in Größe und Geometrie. Auch dadurch weisen die Metallschäume im Vergleich zu den entsprechenden Monoma­ terialien immer noch zu geringe mechanische Eigenschaften auf, was ihren Einsatz stark hemmt. Der Sandwichverbund mit einem Aluminiumschaumkern ist heute noch die bekannteste und am häufigsten eingesetzte Anwendung von Aluminiumschäu­ men. Die Abb. 1.4 zeigt für verschiedene Aluminiumschäume (hier als Kernschicht in einer Sandwichstruktur) die Schwankungen der Porengröße und -verteilung. Die Einflüsse auf die Porengröße bzw. -verteilung und damit einhergehend auch auf die mechanischen Eigenschaften werden in Abschn. 6.1 dargestellt und diskutiert.

4 | 1 Einleitung

Tab. 1.1: Hersteller von Aluminiumschäumen. verwendeter Metallschaum oder Produktname, Schaumtyp (offen-/geschlossenzellig), Hersteller (Internetadresse)

Hersteller/Verarbeiter AICarbon Technologie GmbH (Deutschland), Weiterverarbeitung von ALSchäumen

diverse

geschlossen

ALM GmbH (Saarbrücken, Deutschland), (Aluminium Foam Sandwich)

AFS

Sandwich, AISchaumkern

Alulight International GmbH (Österrreich)

Alulight

geschlossen

Alulight.com

ARC Leichtmetallkompetenzzentrum Ranshofen GmbH

Metcomb u. Alulight (Foaminal)

geschlossen

lkr.at

Cymat Technologies Ltd. (Canada)

Cymat

offen

Cymat.com

ERG Materials and Aerospace Corp.

Duocel

offen

ergaerospce.com

Fraunhofer Institut IFAM (Bremen)

Foaminal

geschlossen

Ifam.fraunhofer.de

Gleich GmbH (Deutschland), Import und Verarbeitung von Alporas-Schaum

Alporas

geschlossen

Gleich.de

Hollomet GmbH Dresden (Hohlkugeln, offenzellige Schäume und Fasern aus Stahl)

Globomet Foamet Fibomet

offen/geschl. offen offen

Hollomet.de

Institute of Materials and Machine Mechanics Slovak Academy of Sciences, Bratislava

Alulight

geschlossen

umms.sav.sk

IWE GmbH und Co. KG (Deutschland)

Alporas, Foaminal

geschlossen

Metallschaumzentrum des Fraunhofer Institut IWU (Deutschland), Aluminiumsandwiche mit Stahldeckblechen

Alulight

geschlossen

iwu.fraunhofer.de/ schaumzentrum/index.htm

offen

m-pore.de

m-Pore GmbH (Deutschland), offenporiger Metallschaum

Alcarbon.de

Recemat International B.V. (Niederland)

Recemat

offen

Recemat.com

RWTH Aachen, Institut für Eisenhüttenkunde

SchlickerReaktionsSchaumSintern (SRSS)Verfahren

geschlossen

iehk.rwthaachen.de

Shinko Wire Company Ltd. (Japan)

Alporas

geschlossen

1 Einleitung

|

Abb. 1.4: Schnitte durch verschieden Sandwichstrukturen; Schwankungen der Porengröße und Verteilung in den Aluminiumschaumkernen aus industrieller Produktion. Quelle: [159].

5

2 Metallschäume von 1925 bis heute In diesem Kapitel werden einige Patente, die die Entwicklung der Aluminiumschäume zeigen, beschrieben. Des Weiteren soll auch die Entwicklung der Herstellungsverfah­ ren, Eigenschaften und Werkstoffe innerhalb der Metallschäume dargestellt werden. Diese Entwicklungen zeigen bis zum heutigen Tag deutlich das Potenzial dieser Werk­ stoffklasse. Die Entwicklung der Metallschäume begann 1925 in Frankreich mit einem Patent von De Meller über die Herstellung erster metallisch aufgeschäumter Materialien. Das Patent wurde 1926 offengelegt [15]. Die Abb. 2.1 zeigt einige auf- und ausgeschäumte Bauteile (Fig. 1 bis 6) aus den Originalskizzen des Patents.

Abb. 2.1: Originalskizze aus dem Patent von De Meller, eingereicht 1925, veröffentlicht im Dezember 1926. Quelle: [15].

Im Jahr 1943 gelang es Benjamin Sosnick in einer Druckkammer mithilfe von Queck­ silber, Aluminium erstmals aufzuschäumen [20]. Aufbauend auf diesem Patent hat B. Sosnick 1947 einen Produktionsprozess für ein Metall mit schaumähnlicher Struktur (Foamlike Metal) entwickelt [21]. Die grundlegenden Gedanken für ein indirektes Aufschäumen von Aluminium wurden in den 1950er-Jahren von B. C. Allen entwickelt. 1959 beschrieb B. C. Allen das pulvermetallurgische Verfahren zur Herstellung metallischer Schäume aus extru­ dierten Halbzeugen (Method of Making Foamed Metal) [2]. Ähnliche Verfahren werden

https://doi.org/10.1515/9783110681758-002

2 Metallschäume von 1925 bis heute |

7

auch noch heutzutage verwendet. Die Abb. 2.2 zeigt Originalskizzen aus dem Patent von B. C. Allen aus dem Jahr 1959. Die Darstellung (Fig. 1) zeigt die Herstellung eines aufschäumbaren Materials, ähnlich dem heutigen Strangpressen.

Abb. 2.2: Originalskizze aus dem Patent von B. C. Allen zur pulvermetallurgischen Herstellung von Halbzeugen für die Schaumherstellung. Quelle: [2].

1957 entwickelte Stuart O. Fiedler et. al. ein Verfahren für die Produktion von Metall­ schäumen (Production of Metal Foam). Mithilfe dieses Verfahrens war es möglich, kon­ tinuierlich einen Metallschwamm herzustellen (Abb. 2.3).

Abb. 2.3: Originalskizze zur Produktion von Metallschaum aus dem Patent von Fiedler. Quelle: [70].

Die Metallpulver-Treibmittel-Mischung wurde definiert auf einem umlaufenden Band verteilt, in einem Durchlaufofen aufgeschäumt und nachfolgend definiert abgekühlt. Auch wurde in den 1950er-Jahren geschmolzenes Aluminium in NaCl-Negativ­ formen vergossen. Durch nachträgliches Auswaschen des Salzes konnten so poröse Strukturen hergestellt werden. Heutzutage wird dieses Verfahren genutzt, um defi­ nierte poröse Metalle, u. a. auch als Filterelement, mit NaCl-Platzhaltern herzustellen. Die Fa. United Aircraft Corporation stellte 1959 erstmals pulvermetallurgische Halbzeuge mithilfe von Treibmitteln her. 1963 gelang dann Hardy und Peisker das direkte Aufschäumen einer Metallschmelze. Nun konnten über die pulvermetallurgi­

8 | 2 Metallschäume von 1925 bis heute

sche und über die schmelzmetallurgische Route Metallschäume hergestellt werden. Zu dieser Zeit waren die besonderen Eigenschaften von Aluminiumschaum schon bekannt (sehr leicht und hohe Steifigkeit) und wurden auch beworben (Abb. 2.4).

Abb. 2.4: Demonstration von Steifigkeit und Leich­ tigkeit von Aluminiumschaum aus den 1960er-Jahren (Bjorksten Research Laboratories, genaues Datum unbekannt). Quelle: [41].

1967 wurde die Herstellung von Metallschaumoberflächen im Gießverfahren paten­ tiert [6], wodurch das Anwendungspotenzial der Metallschäume erweitert wurde. Nie­ bylski hat 1971 seine Idee der plastikbeschichteten metallischen Schäume patentieren lassen [16]. Um eine gleichmäßige und homogene Oberfläche zu erzielen, wird der geschlossenporige Metallschaum mit schmelzflüssigem Kunststoff überzogen, sodass möglichst auch alle Kavitäten der Schaumoberfläche gefüllt sind. Die Abb. 2.5 zeigt eine Originalskizze aus dem Patent von Niebylski. Heutzutage wird diese Anwendung auch bei Hybridverbunden mit einem Aluminiumschaumkern wieder genutzt.

Abb. 2.5: Originalskizze zur Plastikbeschichtung von Metallschaum aus dem Patent von Niebylski; Fläche A–B–C–D Metallschaum, Fläche E–F–C–A Kunststoff. Quelle: [16].

In den 1980er-Jahren rückte dann das Fraunhofer Institut für Fertigungstechnik und angewandte Materialforschung (IFAM) die zellularen Metalle wieder in den Mittel­ punkt von Forschung und Entwicklung. 1990 meldete Baumeister vom IFAM Bremen ein Patent über ein Verfahren zur Herstellung poröser Metallkörper an [4]. Hierin wird zum ersten Mal die pulvermetallurgische Herstellung eines Metallschaumkörpers be­ schrieben, wie sie auch noch heute angewandt wird. Die Herstellung erfolgt hier in den folgenden vier Einzelschritten: 1. Herstellen einer Mischung aus mindestens einem Metallpulver und mindestens einem gasabspaltenden Treibmittelpulver.

2 Metallschäume von 1925 bis heute |

2.

3.

4.

9

Heißkompaktieren dieser Mischung zu einem Halbzeug bei einer Temperatur, bei der die Verbindung der Metallpulverteilchen überwiegend durch Diffusion erfolgt und bei einem Druck, der hoch genug ist, um die Zersetzung des Treibmittels zu verhindern, derart, dass die Metallteilchen sich in einer festen Verbindung unter­ einander befinden und einen gasdichten Abschluss für die Gasteilchen des Treib­ mittels darstellen. Aufheizen des derart hergestellten Halbzeuges auf eine Temperatur oberhalb der Zersetzungstemperatur des Treibmittels, vorzugsweise im Temperaturbereich des Schmelzpunktes des verwendeten Metalls. Anschließendes Abkühlen des so aufgeschäumten Körpers.

Das beschriebene Verfahren dient noch heute als Grundlage für Forschungen in der Material- und Prozesstechnik. 1995 folgte dann ein Patent über einen metallischen Verbundwerkstoff und ein Verfahren zu seiner Herstellung. Der Verbundwerkstoff kann z. B. in Form einen Sandwichverbundes mit einem Aluminiumschaumkern im Walzprozess hergestellt werden. Die Abb. 2.6 verdeutlicht den patentierten Prozess. Die Pulvermischung wird zwischen zwei Bleche gebracht und durch einen anschlie­ ßenden Walzvorgang kompaktiert. Durch einen nachfolgenden Erwärmungsprozess gast das Treibmittel aus und es entsteht ein Sandwichverbund mit Metallschaumkern.

Abb. 2.6: Herstellung einen Verbundwerkstoffes mit einem Metallschaumkern im Walzverfahren mit nachfolgender Wärmebehandlung zum Aufschäumen des Kernmaterials, Originalskizze. Quelle: [5]

In diesen Jahren gewannen auch die offenporigen Metallschäume zunehmend an Be­ deutung. 1993 entwickelte Richard B. Kaplan offenzellige Strukturen aus Tantal für schwammige Knochenimplantate und für Zell- und Geweberezeptoren [13]. Das Potenzial der Metallschäume wurde mittlerweile immer offensichtlicher und zusätzlich gewann auch der Gedanke des Leichtbaus in vielen Industriebereichen zu­ nehmend an Bedeutung. 1999 erweiterte Seeliger (Wilhelm Karmann GmbH) mit sei­ ner Erfindung einer „aufgeschäumten Metallschicht enthaltenes Karosseriebauteil für Kraftfahrzeuge“ das Anwendungsspektrum auf den Bereich der Karosserie im Auto­ mobilbau [18]. Im Jahr 2007 wurde in einem Patent ein Verfahren zur Herstellung eines Metall­ matrix-Nanoverbundwerkstoffes (MMNC) beschrieben. Aus den pulverförmigen Aus­

10 | 2 Metallschäume von 1925 bis heute

gangsmaterialien für die Metallmatrix als auch aus den pulverförmigen, die Matrix verstärkenden Nanoteilchen wird ein Pressling hergestellt. Dieser Pressling wird dann in eine metallische Schmelze, die mindestens die für den Pressling verwendeten Aus­ gangsmaterialien für die Metallmatrix enthält, gegeben. Die Temperatur der Schmel­ ze wird auf mindestens die Solidustemperatur der Legierung eingestellt. Die Schmelze mit dem Pressling wird nun einer Ultraschallbehandlung ausgesetzt. Der mit dem Ver­ fahren hergestellte Metallmatrix-Nanoverbundwerkstoff ist besonders als Ausgangs­ material für die Herstellung von Metallschäumen geeignet. [7] Mit den offenporigen Schäumen wurden neue Anwendungsgebiete in der Medizin und Medizintechnik erschlossen. Ein Beispiel hierfür ist das Patent aus dem Jahr 2008 „Spongiös-Metallisches Implantat und Verfahren zu seiner Herstellung“ [8]. Die Er­ findung betrifft den modularen Einsatz von offenporigen Metallschwämmen als allo­ plastischer Knochenersatz in der Unfallchirurgie und Orthopädie, deren Anwendung sich besonders zur dauerhaften Auffüllung posttraumatischer und osteoporose- bzw. tumorbedingter knöcherner Defekte älterer Patienten anbietet [8]. Im Jahr 2009 wurde ein erneutes Verfahren zur Herstellung von Metallschäumen aus der Schmelze vom Helmholtz-Zentrum Berlin für Materialien und Energie GmbH angemeldet. Das neue an diesem Verfahren war die Beimengung von stabilisierenden submikroskopischen Partikeln in die Schmelze. Die erfindungsgemäße Lösung, bei der die stabilisierenden submikroskopischen Partikel oder Nanopartikel während der Herstellung des schäumbaren Ausgangsstoffes mittels einer In-situ-Reaktion erzeugt werden, ermöglicht die Bereitstellung und das Zusammenwirken solcher Elemente, die für die Bildung einer Grenzflächenschicht zwischen der Schmelze und den stabi­ lisierenden Teilchen mit einem Kontaktwinkel von 10 bis 100∘ , vorzugsweise von 60 bis 80∘ , notwendig sind. Wie sich überraschenderweise herausgestellt hat, ist dieser Winkel zum einen wesentlich für die Ausbildung von Metallschäumen nach der erfin­ dungsgemäßen Lösung und abhängig von den verwendeten Legierungen, und zum anderen auch wesentlich für die Kornfeinung beim Erstarren [3]. Im Jahr 2010 bekam die DaimlerChrysler AG ein Patent über ein „Verstärkungsele­ ment aus Metallschaum und Verfahren zu seiner Herstellung“ erteilt [17]. Die Abb. 2.7 zeigt eine Originalskizze aus dem Patent. Hierin wird die Herstellung einer Metall­ schaumschicht auf einem Trägermaterial durch ein Fügeverfahren beschrieben. Im Jahr 2011 wurde dem Helmholtz-Zentrum Berlin für Materialien und Energie GmbH ein Patent über ein Verfahren zur Herstellung von Metallschäumen und Me­ tallschaum erteilt [9]. Das neue in diesem Patent betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Metallschäumen mit stabilisierenden Teilchen in der Metallmatrix. Des Weiteren wurden Legierungen, die sich sehr gut zum Aufschäumen zu Metall­ schäumen eignen, durch Patente geschützt. Ein Beispiel hierfür findet sich im Patent DE102008027798A1 „Aluminiumlegierung für Metallschäume, ihre Verwendung und Verfahren zur Herstellung“ von 2009. Anmelder war das Helmholtz-Zentrum Berlin für Materialien und Energie GmbH, 14109 Berlin. Das Patent beschreibt eine Legie­ rung für Metallschäume des Typs AlMg4(±1)Si8(±1) – Angabe in Gew.-% [10]. Diese

2 Metallschäume von 1925 bis heute |

11

Abb. 2.7: Herstellung eines Metallschaums als Schicht auf einem Trägermaterial durch ein Fügeverfahren, Originalskizze [17].

Legierung soll die Herstellung eines Metallschaums mit einer feinen Porenstruktur bei hohem Expansionsvermögen, mit guten mechanischen Eigenschaften und guter Korrosionsbeständigkeit ermöglichen. Metallschäume, insbesondere Aluminiumschäume, waren u. a. im Schwerpunkt­ programm der DFG SPP 1075 (1999–2004), im Projekt „Abradable Seals – Neuartige Anstreifdichtungen im Turbinenbau“ (BMBF, 2000–2004), im Projekt „Mikro- und makroskopisches Verformungs- und Schädigungsverhalten offenporiger Metallschwämme bei thermomechanischer Ermüdung“ (DFG), im Projekt „Schalldämp­ fung und Schalldämmung durch Aluminiumschäume“ (AiF), im Projekt „Aluminium­ schäume für crashsichere Frontmodule von Schienenfahrzeugen“ (BMBF, 2004–2006) sowie in weiteren Forschungsprojekten (siehe [26, Kapitel 13, S. 182–189]) Gegenstand der Forschung. In der Medizintechnik wird seit einiger Zeit der Einsatz poröser Metalle unter­ sucht. Um den Anforderungen hinsichtlich Biokompatibilität und Biofunktionalität gerecht zu werden, z. B. bei der Substitution von Knochen, Bandscheiben oder Wir­ belkörpern, kommen poröse Metalle aus Magnesium- und Titanlegierungen zum Einsatz [53, 83]. Zusätzlich muss der Steifigkeitssprung zwischen den natürlichen und künstlichen Werkstoffen berücksichtigt und angepasst werden. Knochenmateri­ al kann besonders gut in poröse Implantate oder Implantatoberflächen einwachsen. Da Magnesium im Körper gut resorbiert werden kann, bieten sich Magnesiumwerk­ stoffe in diesem Bereich an. Eine große Herausforderung stellen die im Vergleich zum Vollmaterial geringen mechanischen Festigkeiten dar. Im Jahr 2011 wurde an der Universität Saarbrücken ein offenporiger Aluminiumschaum in einem Elektrodendepositionsverfahren u. a. mit Nickel beschichtet [96]. Die Beschichtung dient der Erhöhung der Druckfestigkeit und damit einhergehend der Erhöhung des Energieabsorptionspotenzials.

12 | 2 Metallschäume von 1925 bis heute

Bei geschlossenporigen Aluminiumschäumen können die mechanischen Festig­ keiten u. a. durch das Einbringen von Fasern gesteigert werden. Hierzu wurde durch die in dieser Arbeit beschriebenen Forschungsansätze eine Patentanmeldung im März 2015 eingereicht und nachfolgend auch erteilt [1]. Die Eigenschaften der Metallschäume wurden und werden zunehmend gesteigert und optimiert, wodurch der Anwendungsbereich deutlich erweitert werden kann. Ein Ende der Entwicklungen im Bereich der porösen Metalle und der Verbundwerkstoffe mit porösen Metallen ist heute nicht absehbar.

3 Motivation und Forschungsbedarf Aktuelle und zukünftige Forschungs- und Entwicklungstrends richten sich u. a. an den aktuell definierten „Megatrends 2030“ in unserer Gesellschaft aus. Die Themen „Mobilität im Alter“ (u. a. Themen wie der demografische Wandel und die Urbanisie­ rung) und „Energie und Ressourceneffizienz“ nehmen dabei eine zentrale Rolle ein. Im Jahr 2030 werden 29 % der Menschen in den Industrieländern 60 Jahre und äl­ ter sein. Die aktuelle Technik, die vorhanden Städte und die benötigten Mobilitäts­ mittel und -wege (z. B. Brücken, Tunnel, Schienenverkehr) wie auch die Energiever­ sorgung sind heute nicht auf diese Entwicklungen ausgelegt. Die gesellschaftlichen Entwicklungen fördern und fordern die Entwicklung neuer Werkstoffe und Werkstoff­ systeme für zukünftige anspruchsvolle und multifunktionale Anwendungen. Es wer­ den Werkstoffe und Werkstoffsysteme benötigt, die mehrere Eigenschaften in sich ver­ einen (z. B. hohe Festigkeiten, hohe Dehnungen, geringe Dichte, lange Lebensdauer und recycelbar). Aktuelle Werkstoffe können diese Anforderungen nur ansatzweise erfüllen. Zellulare metallische Werkstoffe stellen heutzutage unter den oben beschriebe­ nen Randbedingungen eine interessante Werkstoffklasse dar. Trotz ihrer gegenüber anderen Monomaterialien und Hybridwerkstoffen hervorstechenden Eigenschaften sind sie in der Anwendung heute immer noch wenig verbreitet. Der Trend ist sogar rückläufig. Viele Metallschaumhersteller haben in den letzten Jahren ihre Produkte vom Markt zurückgezogen bzw. sind vollständig vom Markt als Hersteller verschwun­ den. Als ein Beispiel sei hier der Aluminiumschaum ALPORAS® genannt. Metallschäume weisen u. a. eine sehr geringe Dichte bei gleichzeitig herausragen­ den mechanischen, elektrischen, thermischen und akustischen Eigenschaften auf. Bisher wurden die zellularen Metalle überwiegend als Versteifung in Strukturen und Bauteilen eingesetzt. In zahlreichen Forschungsvorhaben (siehe hierzu auch [26, Ka­ pitel 13]) wurden insbesondere Aluminiumschäume auf ihre Eigenschaften und An­ wendungen hin untersucht und analysiert. Die grundlegenden, neuen und interessanten Herstellungsverfahren (schmelzund pulvermetallurgische Routen) zellularer Metalle sind seit den Arbeiten von Ash­ by und Gibson in mehreren Büchern veröffentlicht worden (siehe Abschn. 7 Bücher). Leider hat die Veröffentlichung in Büchern bis heute nicht dazu geführt, zellulare Metalle weiter in den Mittelpunkt von Forschung und Entwicklung zu rücken. Die immer noch andauernden Schwierigkeiten bzw. Herausforderungen bei dem Einsatz von Metallschäumen, oder auch porösen Metallen, liegen in der schwierigen Kos­ tenabschätzung, den noch immer unzureichenden Konstruktionsrichtlinien und in den stark schwankenden Fertigungs- und Prozessparametern sowie in den unzurei­ chenden Simulationsdaten. Viele Anwendungen scheitern bei dem Transfer in eine Serienfertigung am stark unterschiedlichen lokalen Verhalten der geschlossenporigen Metallschäume. Durch die herstellungsbedingten Schwankungen in der Porengröße https://doi.org/10.1515/9783110681758-003

14 | 3 Motivation und Forschungsbedarf

(ca. 2 bis 10 mm) ist kein isotropes Verhalten über die geometrischen Ausdehnungen gewährleistet. Auch sind die bisher erreichbaren Festigkeiten und damit einherge­ hend die Energieabsorptionen der Metallschäume im Vergleich zu den entsprechen­ den Monomaterialien für eine verbreitete Anwendung teilweise noch zu gering. Das bedeutet aber auch, dass Werkstoff und Struktur bei den porösen Metallen nicht mehr unabhängig voneinander zu betrachten und zu bewerten sind. Dadurch müssen neue Überlegungen und Ansätze bezüglich der verwendeten Werkstoffe, Herstellungspara­ meter und Verbundwerkstoffe betrachtet werden. Um das Einsatzpotenzial der geschlossenporigen Metallschäume zu erweitern, müssen zum einen die Festigkeiten (z. B. Biegefestigkeit, Druck- und Zugfestigkeit) ge­ steigert, und zum anderen eine gleichmäßige und somit besser berechenbare Struktur geschaffen werden. Hier setzen die in dieser Arbeit nachfolgend beschriebenen For­ schungs- und Entwicklungsansätze an. Im vorliegenden Buch werden zu Beginn die zur Erklärung wichtigen Grundlagen und Herstellungsverfahren, die entscheidenden Eigenschaften und Strukturen porö­ ser Metalle beschrieben. Hierdurch wird die aktuelle Problematik in Bezug auf die An­ wendungen und Eigenschaften dieser innovativen Werkstoffklasse aufgezeigt. Mehr als 30 Einflussgrößen bestimmen das Schaumergebnis bei der in diesem Buch verwendeten pulvermetallurgischen Herstellungsroute. Durch das gezielte Ein­ bringen von Fasern und Carbon Nanotubes in geschlossenporige Aluminiumschäu­ me sowie durch die Herstellung von Hybridmaterialien aus Aluminiumschäumen und Kunststoffen werden in Kapitel 6 neue Ansätze zu Eigenschaftsoptimierung aufge­ zeigt.

4 Poröse Metalle und Metallschäume Der Aufbau der geschäumten Metalle, welche heutzutage zur Gruppe der porösen Me­ talle gezählt werden, verleiht ihnen interessante funktionelle und strukturelle Eigen­ schaften. Hier sind besonders die geringe Dichte und die relative gute Festigkeit – auch in Abhängigkeit des gewählten Werkstoffs – zu erwähnen, die einen Einsatz der Metallschäume im Bereich des Leichtbaus bevorzugen. Das gute Energieaufnahme­ vermögen ist für crashrelevante Bauteile und Baugruppen attraktiv. Durch eine gute Wärmeleitfähigkeit und große innere Oberflächen bei gleichzeitiger Durchströmbar­ keit bieten sich die offenporigen Schäume als Wärmetauscher an. Jede dieser Eigen­ schaften für sich genommen wird von anderen Werkstoffkonzepten besser abgedeckt. Die metallischen Schäume nehmen aber durch die Kombination dieser Eigenschaften eine herausregende Stellung ein, die auch zukünftig das Anwendungspotenzial dieser Werkstoffklasse weiter verbreitert. Die Anzahl an Veröffentlichungen im Bereich der porösen und zellularen Werk­ stoffe ist in den letzten ca. zehn Jahren stark angestiegen. Eine umfassende Litera­ tur-übersicht zu porösen Metallen, ihren Herstellungsverfahren, Eigenschaften und möglichen Anwendungen können auch in den Tagungsbänden zahlreicher Tagungen und internationaler Veranstaltungen, z. B. Metfoam (der Jahre 2001, 2003, 2005, 2007, 2009, 2011), Cellular Metals and Polymers (2004), Cellular Metals for Structural and Functional Applications (2005), CELLMAT (der Jahre 2010, 2012, 2014) sowie in Fachbü­ chern – z. B. in Ashby et al.: Metal Foam – A Design Guide; Gibson und Ashby: Cellular Solids; Degischer et al.: Handbook of Cellular Metals; Th. Hipke, G. Lange, R. Poss: Ta­ schenbuch für Aluminiumschäume; C. Körner: Integral Foam Molding of Light Metals; P. Stevenson: Foam Engineering: Fundamentals and Applications, nachgelesen werden (Abschn. 7 Bücher). Seit Beginn der 1980er-Jahre ist das Interesse an porösen Metallen und metalli­ schen Schäumen bis ca. 2010 stark angestiegen (Abb. 4.1). Danach ist das Interesse rückläufig, da es bis heute noch nicht gelungen ist, die zuvor beschrieben Nachteile zufriedenstellend zu verbessern. Wie in [151] beschrieben, handelt es sich nach Degischer et al. [24] und Gibson et al. [75] bei den zellularen metallischen Werkstoffen, z. B. Aluminiumschaum, um heterogene Materialien, die durch eine dreidimensionale Metallmatrix mit gasgefüll­ ten Poren gebildet werden. Das Porenvolumen soll dabei mehr als 70 % betragen bzw. die relative Dichte unter 0,3 liegen. Nach Davis und Zhen [60] sind Metallschäume po­ röse Werkstoffe mit einer Porosität von 40 bis 98 Vol.-%. Eine genaue Grenze zwischen den zellularen und porösen Metallen gibt es bis heute nicht, der Übergang zwischen porösem Metall und einem zellularen Metall ist fließend. Daher werden beide Werk­ stoffe in der Literatur auch unter dem Begriff „poröse Metalle“ beschrieben. In diesem Buch wird daher der Begriff der „porösen Metalle“ wie auch „Metallschaum“ für alle offen- und geschlossenporigen Metalle unterschiedlicher Größenordnung verwendet. https://doi.org/10.1515/9783110681758-004

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Abb. 4.1: Entwicklung der jährlichen Anzahl an Veröffentlichungen zum Thema „poröse Metalle und Metallschäume“ in Relation zu wissenschaftlichen Publikationen im Zeitraum 1970 bis 2014. Quellen: [24, 115, 155, 169]

In vielen Literaturstellen werden folgende Definitionen für die unterschiedlichen porösen Metalle eingeführt: – Zellulare Metalle Werkstoffe mit Hohlräumen, deren Abmessungen und Geometrie verhältnismäßig konstant sind. Die Zellen sind dabei im Idealfall durch Zellgrenzen bzw. Zellwän­ de aus festem Metall voneinander getrennt. – Metallische Schäume Metallische Schäume entstehen immer aus einer flüssigen Metallschmelze, in der Gasblasen fein verteilt werden. Die Gasblasen entstehen in der Schmelze und neh­ men eine Kugelform an, die bei der nachfolgenden Erstarrung minimal deformiert werden kann. Die dadurch entstehenden Poren sind durch einen dünnen Metall­ film – der Zellwand – voneinander getrennt. Die Größe und die Verteilung der Poren werden von dem verwendeten Herstellungsverfahren beeinflusst. – Metallschwamm Als Metallschwamm wird ein ununterbrochenes Netz aus Metall bezeichnet. Die Hohlräume sind nicht voneinander getrennt (offenporig). Sie werden daher in der Literatur auch als offenporige Metallschäume bezeichnet. – Syntaktische Metallschäume Das Wort „syntaktisch“ besitzt einen griechischen Ursprung und bedeutet „zu­ sammengesetzt“. Bei der Herstellung syntaktischer Metallschäume entsteht durch Zusammensetzung zweier Komponenten (Füll- und Matrixmaterial) ein neuer Werkstoff. Die in einer Schüttung von Hohlkugeln oder zellularen Gra­

4 Poröse Metalle und Metallschäume | 17

–

–

nulaten (Füllmaterial) entstehenden Zwischenräume werden mit einer Metall­ schmelze (Matrixmaterial) infiltriert. Je nach Füllmaterial können dabei offenoder geschlossenporige Strukturen entstehen [105]. Metallische Hohlkugelstrukturen Metallische Hohlkugelstrukturen bestehen aus pulvermetallurgisch hergestellten Schalenbaukugeln oder aus Metallschaumkugeln. Aus ihrer Herstellungstechno­ logie ergibt sich die Möglichkeit, verschiedenartige Strukturen – offene oder ge­ schlossene Porosität in geordneter, ungeordneter oder sogar gradiert angelegter Konstruktion – erzeugen zu können. Nanoporöse Metallschäume Nach [62] sind nanoporöse Metallschäume (Nanoporous Metall Foams, NMF) drei­ dimensionale Strukturen, die aus miteinander verbundenen metallischen Parti­ keln oder Fasern aufgebaut sind. Die Schäume weisen eine Porosität kleiner 50 % auf.

Die Abb. 4.2 zeigt die zugehörigen Beispiele von porösen Metallen.

(a)

(b)

(c)

(d)

(e)

Abb. 4.2: Verschiedenen Arten von porösen Metallen: a) zellulares Metall [38]; b) poröses Metall [46]; c) Metallschaum [38]; d) Metallschwamm [132]; e) syntaktischer Metallschaum [105].

Metallschäume werden u. a. nach ihrer Struktur und dem Herstellungsverfahren un­ terschieden. Sie werden grundsätzlich in zwei unterschiedlichen Verfahren hergestellt (siehe hierzu auch [23, 24, 26, 38, 75] u. a.). Die porösen Metalle hingegen können aus Dampf oder Gas, aus geschmolzenem Metall, aus Metallpulvern oder aus ionischen Flüssigkeiten hergestellt werden. Trotz dieser verschiedenen Methoden existieren nur zwei grundsätzlich verschiedene Verfahren, die der Herstellung zugrunde liegen: die schmelzmetallurgische und die pulvermetallurgische Herstellung. In den letzten Jah­ ren hat die Herstellung durch Beschichtungsverfahren zusätzlich an Bedeutung ge­ wonnen. Eine weitere in der Literatur nicht sehr häufig erwähnte Unterteilung kann nach der Eigenbildung der Poren (z. B. Aufschäumen aus der Schmelze, d. h. Bildung von Gasblasen) und vorgefertigte Poren (sogenannte Platzhalter) vorgenommen wer­ den [26, 38, 104]. Da die Beschichtungsverfahren sich noch nicht durchsetzen konnten und auch zum Teil bei den pulvermetallurgischen Verfahren eingeordnet werden können, hat

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sich die Einteilung in schmelzmetallurgische und pulvermetallurgische Verfahren mittlerweile durchgesetzt. Die Abb. 4.3 stellt eine in den letzten Jahren verwendete Einteilung der Herstellungsverfahren für poröse Metalle dar. Innerhalb der Herstel­ lungsverfahren wird hier zusätzlich noch nach konstruierten und selbstbildenden Strukturen unterschieden. Im unteren Teil der Abbildung enden die Herstellungsver­ fahren in aktuellen Produkten mit Angabe der verwendeten Hauptelemente. Diese Darstellung berücksichtigt aber z. B. die Platzhalterverfahren, die sich in den letzten Jahren etabliert haben, nicht. Die Herstellung von porösen Metallen durch Platzhal­ ter, z. B. NaCl oder Mikroglaskugeln, wird der Vollständigkeit halber in diesem Kapitel auch näher beschrieben.

Abb. 4.3: Einteilung der Herstellungsverfahren für metallische Schäume. Quelle: Fraunhofer IWU Chemnitz

4.1 Grundlagen Zu Beginn dieses Kapitels werden einige Grundlagen, die zum Verständnis der Herstel­ lungsverfahren und der daraus resultierenden Eigenschaften von Aluminiumschäu­ men notwendig sind, beschrieben. Für zukünftige Anwendungen ist die Regelmäßig­ keit der Porengröße und -verteilung, also auch die Simulation und Berechenbarkeit

4.1 Grundlagen

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der Schäume, eine wichtige und möglicherweise auch entscheidende Zielgröße. Da­ her werden in diesem Kapitel auch die Alternativverfahren und -strukturen, z. B. Platz­ halterverfahren und Hohlkugelstrukturen, beschrieben.

4.1.1 Energieabsorptionsvermögen Poröse Metalle zeichnen sich durch eine Vielzahl von Vorteilen bzw. verbesserten Eigenschaften gegenüber entsprechenden Monomaterialien oder auch Kunststoffund Keramikschäumen aus. Eine in der Literatur immer wieder herausgestellte Ei­ genschaft ist das sehr gute Energieabsorptionsvermögen der porösen Metalle. Das Energieabsorptionsvermögen wird in einem genormten Druckversuch nach DIN (DIN 50134 Druckversuch an zellularen Metallen) ermittelt. Die Abb. 4.4 zeigt die im Druck­ versuch ermittelte schematische Darstellung des Spannungs-Stauchungsdiagramms.

Abb. 4.4: Schematische Darstellung des Spannungs-Stauchungs-Diagramms und der Kennwerte (a) eines Metallschaumes und eines Vollmetalls und (b) die Bestimmung der absorbierten Energie­ menge. Quelle: [96]

Nach einem kleinen pseudoelastischen Bereich – es treten schon bei sehr kleinen Dehnungen lokal plastische Verformungen auf – geht die Kurve in ein Spannungspla­ teau über. In diesem Bereich wird der Aluminiumschaum verdichtet. Am Plateauende steigt die Spannung stark an. Hier sind jetzt alle Poren kollabiert, sodass die Zellwän­ de aufeinanderliegen. Metallschäume zeigen in der Regel durch ein sukzessives Versagen der Zellen ein näherungsweise ideales Energieabsorptionsvermögen. Im Spannungs-Stauchungs­ diagramm kann dieses durch die Ermittlung des Integrals bis zum Plateauende Aplt−E (bei R = 1,3 ⋅ Rplt mit R – Spannung; Rplt – Spannung am Plateauende und Aplt−E – Dehnung am Plateauende) erfolgen. Das Spannungsplateau ist nach DIN 50134 der

20 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

arithmetische Mittelwert der Spannungen zwischen den Dehnungen ed = 20 % und ed = 40 % der Gesamtverlängerung und dient als Vergleichswert für zellulare metalli­ sche Materialien (siehe Abb. 4.5).

Abb. 4.5: Schematisierter Spannungs-Stau­ chungskurve aus einem Druckversuch zellula­ ren Metallen nach DIN 50134 mit ed – Gesamtdehnung; Rplt – Plateauspannung und Rd – Spannung im Druckversuch. Quellen: U. Krupp; Hochschule Osnabrück; DIN 50134

Für eine Erhöhung der Energieabsorption muss entweder ein längeres Spannungspla­ teau erzeugt werden und/oder die Lage des Plateaus durch eine Verschiebung zu hö­ heren Spannungen erfolgen. Mit der Faserverstärkung der Aluminiumschäume (sie­ he Kapitel 6) soll in Druckversuchen die Beeinflussung der Spannungs-Stauchungs­ kurve, insbesondere die Länge und Lage des Spannungsplateaus, und dadurch die Veränderung der Energieabsorption und der -effizienz analysiert werden (siehe auch Gleichungen (4.1) und (4.2)). A plt−E

E V = ∫ R(e)de p

Spezifische Energieabsorption nach DIN 50134 (Energieabsorption/Volumen)

(4.1)

e=0

E eff =

EV × 100 % (R max × A plt−E)

Spezifische Energieabsorptionseffizienz nach DIN 50134

(4.2)

Bei hohen relativen Dichten ρrel geht bei vielen Werkstoffen der charakteristische Plateaucharakter mehr und mehr verloren [137]. Hakamada et al. [81] untersuch­ ten beispielsweise poröse Kupferproben mit relativen Schaumdichten (siehe auch Abschn. 5.1) von ρrel = 0,22 bis hin zu ρrel = 0,96, wobei Letztere nahezu die Eigen­ schaften des Vollmaterials mit geringen Restporosität abbildet (ρrel = 1 für Massiv­ material). In Abb. 4.6 wird deutlich, wie das ausgeprägte Spannungsplateau, welches bei geringer relativer Dichte vorhanden ist, mit zunehmender Dichte einem kontinu­ ierlichen Spannungsanstieg mit einhergehender Verkürzung des Spannungsplateaus weicht [137]. Einen bedeutenden Einfluss auf die Ausbildung des Plateaubereichs zeigen auch die Duktilität des verwendeten Grundwerkstoffs und die Homogenität der Schaum­ struktur [32]. Duktile Metallschäume zeigen über den gesamten Plateaubereich einen Spannungsverlauf mit geringen Schwankungen [137, 170, 185]. Bei spröderen Metall­ schäumen, wie beispielsweise siliciumcarbidverstärkte Aluminiumlegierungen [78],

4.1 Grundlagen

| 21

Abb. 4.6: Auflösung des Spannungsplateaus bei hoher relativer Dichte im Druckversuch. Quelle: [81]

ist keine ausreichende Verformbarkeit der Zellwände bzw. Zellstege gegeben. Der Mechanismus des Versagens wird hier überwiegend durch Sprödbruch der Zellen getragen. In Abb. 4.7 sind die Spannungsverläufe in einem Spannungs-Stauchungsdia­ gramm eines duktilen Aluminiumschaumes und eines spröden keramischen Al2 O3 Schaumes gegenübergestellt. Im Vergleich sind die vorher beschriebenen Unterschie­ de in den Verformungsmechanismen in den Kurvenverläufen deutlich erkennbar.

Abb. 4.7: Gegenüberstellung des Verformungsverhaltens eines duktilen und eines spröden Metall­ schaumes Quellen: [24, 142]

Den Einfluss des Energieabsorptionsvermögens von Aluminiumschaum in Bauteilen und Halbzeugen zeigt Abb. 4.8. Ein Hohlprofil aus Stahl mit einer Füllung aus Alumi­ niumschaum (rechts) zeigt ein weitaus besseres Energieaufnahmevermögen als ein entsprechendes Hohlprofil ohne Schaumfüllung (links). Beide in Abb. 4.8 dargestell­ ten Proben wurden im Versuch mit demselben Energiebetrag beaufschlagt.

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Abb. 4.8: Dynamische Druckversuche an Stahlprofilen mit der gleichen Energie be­ aufschlagt; links: Hohlprofil aus Stahl; rechts: Hohlprofil aus Stahl mit Aluminium­ schaum (ρ = 0,48 g/cm3 ) gefüllt. Quelle: Metallschaum-Eine Zukunft im Metallbau? Vortrag Dr. G. Rausch, IFAM, 2008

Einen ähnlichen Ansatz verfolgt A. Uzun [174], indem er Vierkantprofile aus ei­ nem unlegierten Baustahl (S235JR) mit Aluminiumkugeln füllte. Diese gefüllten Pro­ file wurden anschließend in Druckversuchen auf ihr Energieaufnahmevermögen un­ tersucht (Abb. 4.9).

Abb. 4.9: Druckversuche an quadratischen Profilen ohne Füllung und mit 6 mm (links) bzw. mit 10 mm (rechts) geschlossenporigen Aluminiumschaumkugeln gefüllt. Quelle: [174]

4.1.2 Treibmittel Zum Aufschäumen der metallischen Legierungen ist entweder ein in Zwangslösung vorhandenes Gas erforderlich, welches durch Expansion nach dem Freisetzen die not­ wendige Arbeit zur Volumenvergrößerung leistet, oder es kommt ein Treibmittel zum Einsatz, welches ein Gas abspaltet, das dann zur Expansion und Volumenvergröße­ rung führt. Die Treibmittel sollten folgende Anforderungen erfüllen [25]: – Zersetzung des Treibmittels leicht unterhalb der Solidustemperatur, – möglichst eine hohe Gasfreisetzungsrate,

4.1 Grundlagen

– – –

|

23

das freigesetzte Gas, das als Pulver zu Beginn vorliegende Treibmittel und die aus der Reaktion entstandenen Rückstände dürfen nicht toxisch sein, einfache Verfügbarkeit, niedriger Preis.

Die maximale Volumenzunahme und die erzielbaren Schaumeigenschaften bei der Expansion von Metallschäumen hängen von verschiedenen Faktoren ab, wie sie in Abb. 4.10 dargestellt sind. Den Aufschäumvorgang bestimmen die Rohstoffeigen­ schaften, die Halbzeugherstellung und die Schäumparameter. Unter den Rohstoffei­ genschaften werden die Teilcheneigenschaften (u. a. Partikelgröße und Partikelform der verwendeten Metall- und Treibmittelpulver), die Legierungszusammensetzung, die unterschiedlichen Treibmittel und der Treibmittelanteil an der Pulvermischung verstanden. Die Halbzeugherstellung beinhaltet die Faktoren Mischbedingungen, Kompaktierungsverfahren, Verfahrensparameter und Treibmittelanteil. Die Schäum­ prozessparameter setzen sich aus der Schäumform, dem Temperatur-Zeit-Profil, der Atmosphäre und den Abkühlbedingungen zusammen.

Abb. 4.10: Verschiedene Einflussfaktoren auf das Aufschäumverhalten und die Schaumeigenschaften. Quellen: [59, 86]

Als Treibmittel, die mit steigender Temperatur gelöste Gase freisetzen, werden vorwie­ gend Hydride verwendet. Bei der pulvermetallurgischen Herstellung von Aluminium­ legierungsschäumen wird heutzutage fast ausschließlich Titanhydrid als Treibmittel eingesetzt. Weitere Treibmittel, die allerdings noch nicht systematisch und ausführ­ lich analysiert worden sind, sind beispielsweise ZrH2 , MgH2 , SrCO3 und CaCO3 [25]. Diese Treibmittel bieten aktuell keinen Vorteil gegenüber Titanhydrid. Eine gesonder­ te Stellung nehmen die Hydride hierbei ein. Besonders gemischte Hydride auf Basis von alkalischen Elementen enthalten eine große Menge an Wasserstoff und sind da­ durch zur Herstellung von Metallschäumen geeignet. Hierzu zählen beispielsweise

24 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

LiBH4 , NaBH4 , KBH4 , und LiAlH4 [42]. Durch den relativen hohen Wasserstoffgehalt reichen 0,5 Gew.-% dieser Hydride für eine Pulvermischung aus Al, Si und Mg aus. J. Banhart u. a. beschreiben die Expansion dieser Pulvermischungen bei einer Auf­ schäumtemperatur von ca. 700 °C und einer Haltezeit im Ofen von 120 s in [42]. Die Abb. 4.11 zeigt die Ergebnisse von LiBH4 , NaBH4 , KBH4 , und LiAlH4 im Vergleich zu Titanhydrid [42, 98].

.

Abb. 4.11: Erhöhung des projizierten Schaum­ stoffbereichs A bezogen auf die Anfangsfläche A0 als „Flächenexpansion“ (A/A0 ); maximaler Ausdehnung nach 120 s Haltezeit bei 700 °C. Quellen: [42, 98]

Alle dargestellten Treibmittel sind zum Aufschäumen von Aluminiumlegierungen ge­ eignet, wobei die natrium- und kaliumbasierten Treibmittel hier den unteren Bereich bilden. LiBH4 erreicht hierbei die höchste Expansion und ist im Vergleich aller Treib­ mittel aber auch aktuell das teuerste Treibmittel [42]. Da Titanhydrid immer noch das häufigsten genutzte Treibmittel darstellt, wird im Folgenden die Wirkungsweise näher beschrieben. Die Abb. 4.12 zeigt typische Schaum- bzw. Expansionskurven von Aluminium und Titanhydrid (TiH2 ) als Treib­ mittel als Funktion der Temperatur über die Zeit. Entsprechende Schaumstrukturen für die dargestellten Schaumstadien im Prozess sind in der nachfolgenden Abbildung (Abb. 4.12) dargestellt. Die Analysen und Untersuchungen zeigen drei Phasen des Aufschäumens [33, 49]. Das Bild A (Bereich 1) in Abb. 4.13 zeigt eine Probe zu Beginn der Schaumexpansi­ on. Die Bilder B bis D (Bereich 2) verdeutlichen die zunehmende Expansion der Probe bis zur maximalen Volumenzunahme. Die Bilder E und F (Bereich 3) zeigen den am Ende der Expansion auftretenden Schaumkollaps mit einem Rückgang der bisher er­ reichten Expansion. Trotz der Problematik der unterschiedlichen Schmelz- und Gasfreisetzungstempe­ ratur (siehe auch Abb. 4.13) hat sich das TiH2 als Treibmittel, insbesondere bei der pul­ vermetallurgischen Herstellung, durchgesetzt. Flüssige Metallschäume sind thermo­ dynamisch instabile Systeme. Der Schaum kollabiert nach einer bestimmten Zeit und nimmt einen energetisch günstigeren Zustand ein. Nach [164] sind hierfür vier grund­ legende Effekte verantwortlich: Drainage der Flüssigkeit, Koaleszenz von Schaumbla­

4.1 Grundlagen

|

25

Abb. 4.12: Ergebnisse von Messungen der Schaumexpansion und der Probenerwärmung bei unterschiedlichen Aufheizgeschwindigkeiten an AlSi10Mg1 mit 0,4 % TiH2 . Quellen: [33, 86]

Abb. 4.13: Schaumstrukturen für verschiedene Stadien des Aufschäumvorganges. A: Beginn der Ex­ pansion; B bis D: Zunehmende Expansion bis zur maximalen Volumenzunahme; E, F: Schaumkollaps mit Rückgang der Expansion. Quellen: [49, 86]

sen, Vergröberung und Vergrößerung der Schaumstruktur und Relativbewegungen der Schaumblasen, was deutlich in Abb. 4.13 E und F zu erkennen ist [92]. Durch eine Oxidation der Oberflächen der Treibmittelpartikel kann die Wasser­ stofffreisetzung erheblich und definiert verzögert werden [117, 124, 182]. Dabei wirkt die Oxidschicht als Diffusionsbarriere, wodurch der Wasserstoff verzögert freigesetzt wird (Abb. 4.14). Durch den anschließenden Pressprozess werden einige Partikel ge­ brochen und dadurch einige Oxidbeschichtungen beschädigt, sodass die Wirkung bzw. die Wasserstofffreisetzung gemindert wird [85]. Die Abb. 4.13 zeigt die Auswir­ kungen der Wärmebehandlung des TiH2 auf die Wasserstofffreisetzungstemperatur. Es wird die Freisetzungstemperatur in höhere Temperaturbereiche verschoben sowie die erste Wasserstofffreisetzung bei 524 °C vermieden. Wie in Abb. 4.14 zu erkennen ist, beginnt die Wasserstofffreisetzung des unbe­ handelten TiH2 bei ca. 400 °C. Das erste Freisetzungsmaximum wird bei ca. 524 °C erreicht. Das wärmebehandelte TiH2 beginnt mit der Wasserstofffreisetzung erst bei ca. 520 °C. Durch das Verschieben der Wasserstofffreisetzungstemperatur in Richtung der Aufschmelztemperatur der entsprechenden Legierungen wird eine gleichmäßige­ re Porenstruktur der Metallschäume erreicht. Bei ca. 900 °C endet die Freisetzung des Wasserstoffs aus dem Titanhydrid.

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Abb. 4.14: Temperatur der Wasserstofffreisetzung in Abhängigkeit der Wärmebehandlung des Treib­ mittels. Quelle: [123]

Die Abb. 4.15 zeigt zum Vergleich REM-Aufnahmen (Rasterelektronenmikroskop, REM) von nicht wärmebehandelten (links) und bei 480 °C über 180 min wärmebehan­ delten TiH2 -Partikeln (rechts; grüne Kurve in Abb. 4.14). Es ist deutlich eine Verände­ rung (Oxidation) an der Oberfläche der Partikel zu erkennen.

Abb. 4.15: REM-Aufnahmen von TiH2 -Pulver; nicht wärmebehandelt (links) und wärmebehandelt in Luftatmosphäre bei 480 °C für 180 min (rechts). Quelle: [125]

Eine weitere Möglichkeit der Beeinflussung der Schaumstruktur durch das Treibmittel besteht in einer Nickelbeschichtung des TiH2 [146]. Dabei wurden das Aufschäumver­ halten und die Verteilung der Porengröße im Vergleich zu wärmebehandeltem und un­

4.1 Grundlagen |

27

behandeltem TiH2 analysiert. Hierzu wurde über eine stromlose Metallabscheidung Nickel auf die TiH2 -Partikel aufgebracht. Mit diesem Verfahren können gleichmäßi­ ge Beschichtungen unabhängig von der Partikelgröße und -form aufgebracht wer­ den. Das Beschichtungsverfahren, wenn es auf nicht leitenden Oberflächen ausge­ führt wird, beinhaltet einen Aktivierungsschritt vor der Nickelabscheidung. Die Pul­ ver- bzw. die Partikeloberflächen werden zunächst chemisch gereinigt und aufgeraut und nachfolgend mikrokatalytisch mit Palladium aktiviert [146]. Die Abb. 4.16 zeigt den Vergleich von TiH2 Partikeln im Anlieferungszustand (Abb. 4.16a) und mit Nickel beschichtet (Abb. 4.16b und c). In [146] wurden Nickelbe­ schichtungen von 1 bis 2 μm beschrieben.

Abb. 4.16: (a) TiH2 -Partikel im Anlieferungszustand, (b) Nickelbeschichtete TiH2 -Partikel und (c) Querschliff einer Nickelbeschichtung auf einem TiH2 -Partikel in einer schäumbaren Alumini­ ummatrix. Quelle: [146]

Die Abb. 4.17 zeigt die typischen Porenstrukturen für Aluminiumschäume mit Titan­ hydrid als Treibmittel. Das maximale Expansionsvolumen wird mit TiH2 im Anliefe­ rungszustand und im wärmebehandelten Zustand zwischen 480 und 495 s erreicht (a bis d). Beim Nickel beschichteten Treibmittel wird das maximale Expansionsvolumen schon nach 465 bis 480 s erreicht (Abb. 4.17e und f). Auch zeigen die Schaumproben e und f eine gleichmäßigere Porenstruktur, sodass hier von einer effizienteren Nutzung des Wasserstoffs ausgegangen werden kann.

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Abb. 4.17: Aluminiumschaumproben hergestellt mit TiH2 als Treibmittel; (a und b) TiH2 im Anliefe­ rungszustand, (c und d) wärmebehandelt bei 500 °C über 2 h und (e und f) mit Nickel beschichtet. Quelle: [146]

Die Partikelgröße des Treibmittels zeigt nach [80] und [93] auch einen Einfluss auf die Schaumexpansion und die Porengröße bzw. Porenanzahl. Die Lücken zwi­ schen den Partikeln im gepressten Grünling werden von Ibrahim [93] als Porenkei­ me bezeichnet. Je kleiner also die Partikelgröße ist, desto mehr Partikel befinden sich im gepressten Grünling bei gleichbleibendem Grünlingvolumen. Damit einhergehend

4.1 Grundlagen

| 29

steigt die Anzahl der Porenkeime an und damit nachfolgend im Aufschäumprozess die Anzahl der entstehenden Schaumporen. Die grünen Balken stellen die Ergebnisse für das behandelte Treibmittelpulver dar, die roten Balken für das unbehandelte Pulver. Die linke Abbildung zeigt die An­ zahl der Poren gegenüber der Treibmittelpartikelgröße und in der rechten Abbildung wird die Porosität gegen die Partikelgröße des Treibmittels angezeigt.

Abb. 4.18: Ergebnisse der Korrelation zwischen Poren und der Treibmittelpartikelgröße [80, 93]

Das Optimum der Partikelgröße in Bezug auf die Expansion liegt nach [80] und [93] bei ca. 40 μm für behandeltes und unbehandeltes Titanhydrid TiH2 . Das ungesiebte Treibmittel zeigt gegenüber der Fraktion von 20 bis 40 μm Partikeldurchmesser ei­ ne reduzierte Expansion von ca. 20 %. Verglichen mit den anderen Fraktionen (mit und ohne Wärmebehandlung) erreicht das Treibmittel im Anlieferungszustand eine größere Volumenzunahme. Wird die Porenanzahl betrachtet, zeigt das unbehandel­ te Treibmittel keinen Einfluss auf die Porenanzahl in Bezug zur Treibmittelgröße. Bei dem wärmebehandelten Titanhydrid zeigt das feinste Treibmittel die größte Anzahl von Poren pro mm3 [101]. Bei einer Größe von 20 bis 40 μm zeigt der Metallschaum die geringste Anzahl der Poren. Mit steigender Treibmittelgröße nimmt auch wieder die Porenanzahl zu. Bezogen auf diese Ergebnisse ist unbehandeltes TiH2 in einer Größenfraktion von ca. 30 bis 50 μm zu bevorzugen, damit eine maximale Expansion erreicht wird [80]. Die Porengröße hat bei gleicher Porosität keinen Einfluss auf die mechanischen Kennwerte, sodass eine hohe Porenanzahl nur bei Bauteilen mit einem geringen Querschnitt (unter 10 x 10 Poren) zu bevorzugen ist [65, 180]. Des Weiteren zeigen auch die Legierungselemente einen Einfluss auf das Auf­ schäumverhalten. Nach Hellwig [85] führen die dem Aluminium zugesetzten Legie­ rungselemente bei der Schaumherstellung zu einer Senkung der Temperaturen des Schmelzintervalls. Dies ist insofern wichtig, da die Temperatur des Schmelzinter­ valls der Gasfreisetzungstemperatur des Treibmittels angepasst werden muss bzw. das Treibmittel und die Pulverlegierung müssen aufeinander abgestimmt werden. Obwohl das Schmelzintervall – sowohl die Temperatur als auch die Breite des Inter­

30 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

valls – einen Einfluss auf das Treibmittel und damit auch auf den Schaumprozess zeigt, ist dieser Zusammenhang bisher in der Literatur noch wenig untersucht wor­ den. Dies liegt zum großen Teil auch an der geringen Anzahl an Legierungen, die bisher zum Aufschäumen genutzt werden. Zur Senkung des Schmelzintervalls bei Aluminiumlegierung bieten sich nach dem aktuellen Stand der Technik die Legie­ rungselemente an. Unter den technologisch wichtigen Legierungselementen spielen vor allem Silicium, Kupfer und Magnesium eine wichtige Rolle. In Tab. 4.1 sind einige bisher zur Aluminiumschaumherstellung verwendeten Treibmittel mit Kenndaten aufgeführt. Tab. 4.1: Bisher in der Literatur beschriebene Treibmittel (Literaturwerte) Treibmittel

Treibgas

Dichte [g/cm3 ]

Gew-% Wasserstoff

Volumetrische Wasserstoffdichte [(1022 H-Atome)/cm3 ]

TiH2 ZrH2 HfH2 CaCO3 MgH2 SrCO3 MgCO3

H2 H2 H2 CO2 H2 CO2 CO2

3,8 ≤ 5,67 – 2,71 1,4 3,5 2,96

4 2 1,17 – 6,8–7,6 – –

9,1 – – – 6,7 – –

Die Anpassung der Zersetzungstemperatur des Treibmittels an die Solidustempera­ tur bzw. an das Schmelzintervall der Metallpulverlegierung wird zusätzlich noch vom Kompaktierungsgrad der Pulverpresslinge beeinflusst. Durch die Kompaktierung zer­ setzt sich das Treibmittel im Inneren des Pulverpresslings nicht bei Atmosphären­ druck. Die Zersetzung findet bei höheren Drücken statt, wodurch die Zersetzungs­ temperatur zu höheren Temperaturen hin verschoben wird. Der Kompaktierungsgrad, welcher u. a. abhängig von der Kompaktierungsart (z. B. Tablettenpulverpressen, Pul­ verstrangpressen, Conform-Technologie) ist, zeigt somit einen direkten Einfluss auf die Zersetzungstemperatur. Eine Gasfreisetzung bei Temperaturen unterhalb der So­ lidustemperatur der Legierung muss vermieden werden. In diesem Fall können Risse im noch nicht aufgeschäumten Pulverpressling entstehen. Für verschiedene Herstellungsverfahren und Materialien werden unterschiedli­ che Treibmittel eingesetzt, da u. a. auch die Gasfreisetzungsmenge, -temperatur und -geschwindigkeit einen entscheidenden Einfluss auf den Aufschäumprozess zeigen können. Für Aluminiumschäume werden hauptsächlich Titanhydrid oder Zirkonhy­ drid eingesetzt [38]. In [177] wurde als geeignete Treibmittel für den an der Universi­ tät Erlangen-Nürnberg entwickelten Hochdruck-Integralschaumprozess für Alumini­ umschäume Titan- und Magnesiumhydrid untersucht. Dabei wurde bei TGA-Messun­ gen (thermogravimetrische Analyse, TGA) deutlich, dass die Zersetzung von MgH2 bei deutlich niedrigeren Temperaturen im Vergleich zu TiH2 stattfindet (Abb. 4.19a). Des

4.1 Grundlagen

| 31

Weiteren wurde anhand des größeren Massenverlustes von MgH2 gegenüber TiH2 die gewichtsspezifisch deutlich größere Wasserstoffspeicherkapazität von MgH2 sichtbar.

Abb. 4.19: Treibmittelzersetzung aus TGA-Messungen: Vergleich von a) MgH2 und TiH2 bei gleicher Aufheizgeschwindigkeit; b) MgH2 bei verschiedenen Aufheizgeschwindigkeiten. Quelle: [89]

Der Temperaturintervall für die Zersetzung von MgH2 hängt entscheidend von der Aufheizgeschwindigkeit ab (Abb. 4.19b). Wie bei allen Metallhydriden wird mit stei­ gender Aufheizgeschwindigkeit eine Verschiebung zu höheren Zersetzungstempera­ turen festgestellt [177]. Nicht nur die Wärmebehandlung des Treibmittels (siehe auch Abb. 4.14), sondern auch die Wärmebehandlung des gepressten Schaumrohlings zeigt einen Einfluss auf das Schäumverhalten. So hat Lazaro et. al. [113] nachgewiesen, dass die Höhe der Tem­ peratur (500; 535 und 565 °C) und die Dauer (8, 2 und 1 h) der Wärmebehandlung einen erkennbaren Einfluss auf die Porenstruktur und -verteilung der Aluminiumschäume zeigen (Abb. 4.20).

Abb. 4.20: Schliffbilder von Aluminiumschäumen (Pressrohlinge von der Fa. Alulight) bei den glei­ chen Aufschäumbedingungen von 710 °C für 9 min: a) Im Anlieferungszustand; b) 500 °C für 8 h; c) 535 °C für 2 h; d) 565 °C für 1 h. Quelle: [113]

Für die Untersuchungen nutzte Lazaro eine pulvermetallurgisch hergestellte kommer­ zielle Aluminiumlegierung mit 10 Gew-% Silicium und 0,8 Gew-% Titanhydrid der Fa. Alulight. Im Gegensatz zur Schaumprobe aus dem angelieferten Material (Abb. 4.17a) erhielt Lazaro [113] nach einer Wärmebehandlung bei 565 °C für 1 h eine Schaumprobe mit einer homogenen isotropen Porenstruktur (Abb. 4.17d).

32 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

4.1.3 Effekte des Schaumzerfalls Wie schon im vorangegangenen Kapitel beschrieben, handelt es sich bei Metallschäu­ men immer um einen zweiphasigen Werkstoff. Im flüssigen Zustand werden die ent­ stehenden Gasblasen, im festen Zustand werden die Poren von lamellenartigen Zell­ wänden und Zellstegen umgeben (siehe hierzu auch [53, 102, 143, 175]). Der Begriff „Metallschäume“ wird im Allgemeinen für beide Zustände verwendet. Im englischen Sprachgebrauch wird in Liquid und Solid Foam für die beiden Zustände unterschie­ den. Der Begriff „poröses Metall“ wird in den letzten Jahren zunehmend anstelle des Begriffes „Metallschaum“ verwendet und beschreibt aber nur den festen Zustand. Das schmelzmetallurgische Einbringen von Gasblasen bzw. das Aufschäumen aus einem gepressten Metallpulverrohling, damit einhergehend die Reduzierung der Dichte, in ein Material wird durch eine komplexe Reihe von Prozessschritten erreicht. Diese Prozessschritte können in die Phasen Druckaufbau, Keimbildung, Wachstum und Expansion von Gasblasen in einer Schmelze und Einfrieren der zellularen Struk­ tur unterteilt werden. Am Ende des Aufschäumvorganges von metallischen Werk­ stoffen ist sowohl bei der schmelzmetallurgischen wie auch bei der pulvermetallur­ gischen Herstellung ein Schaumzerfall zu beobachten (vgl. Abb. 4.12). Flüssige Me­ tallschäume sind thermodynamisch instabile Systeme. Der Schaum kollabiert nach bestimmter Zeit und nimmt einen energetisch günstigeren Zustand ein. Nach [164] sind hierfür vier grundlegende Effekte verantwortlich: – Drainage der Flüssigkeit, – Koaleszenz von Schaumblasen, – Vergröberung und Vergrößerung der Schaumstruktur und – Relativbewegungen der Schaumblasen. Arbeiten zur Theorie und Physik für die Bildung flüssiger Schaumstrukturen sind u. a. in [92] zu finden. Die wichtigsten Faktoren werden in Abb. 4.21 kurz beschrieben.

Abb. 4.21: Wichtige Einflüsse zur Schaumstabilität [106]

4.1 Grundlagen

| 33

4.1.3.1 Drainage Das Abfließen einer Flüssigkeit aus den Zellmembranen in flüssigen Metallschäumen aufgrund der Gravitationskraft und des Kapillardruckes in den Plateaugrenzen wird Drainage genannt [102, 122]. Verantwortlich für diesen Effekt sind die unterschied­ lichen Krümmungsradien der entstehenden Zellen bzw. Poren. Die Druckdifferenz hängt direkt mit dem Krümmungsradius der Zellmembranen zusammen. Die Abb. 4.22 zeigt beispielhaft diesen Zusammenhang. Der Radius r1 (Krümmungsradius) ist grö­ ßer als der Radius r2 (Plateaugrenze). Dadurch ist der Differenzdruck zwischen der Zelle und der Flüssigkeit an den Stellen 1 und 2 unterschiedlich groß. An der Posi­ tion 2 ist der Druck größer als an der Position 1 [122]. Der Zelleninnendruck pG ist in allen Zellen gleich, sodass p2 geringer als p1 ist. Der durch diesen Druckgradient entstandene Unterdruck in den Zellstegen führt nun zu einem Sog der Filmflüssigkeit aus den ebenen Membranbereichen in die Tripelpunkte. Zusätzlich wirkt auch die Schwerkraft auf die Flüssigkeitsverteilung.

Abb. 4.22: Querschnitt durch die Plateau- und Plateau-Grenz-Region. Quelle: MWV, TU Ilmenau

Die Zellwände dünnen durch das Abfließen des flüssigen Metalls in die Zellstege aus, und es können dadurch Lamellenrisse entstehen. Bei weiteren Drainagevorgängen kann es zu einem Schaumkollaps kommen. 4.1.3.2 Koaleszenz und Vergrößerung bzw. Vergröberung Die Vergrößerung bzw. das Zusammenwachsen der Metallschaumblasen durch Plat­ zen und/oder Reißen von Zellwänden einzelner Blasen wird als Koaleszenz bezeich­ net [102, 143]. Der bisher beschriebene Effekt der Drainage ist mitverantwortlich für die Koaleszenz. Die Drainage führt zu einem Ausdünnen der Zellwände und begüns­ tigt dadurch die Koaleszenz. Bei Unterschreiten einer kritischen Lammellen- bzw. Wanddicke werden diese zerstört und benachbarte Zellen vereinigen sich und wach­ sen dadurch zu einer neueren und größeren Zelle bzw. Pore an. Des Weiteren übt die Dehnung in den Zellwänden bei der Schaumgenese einen wesentlichen Einfluss auf die Koaleszenz aus. Zusätzlich kommt es aufgrund des höheren Innendrucks kleiner Schaumblasen gegenüber größeren zur Gasdiffusion mit dem Ziel des Druckaus­ gleichs. Dieser Effekt wird als Ostwald-Reifung bezeichnet und führt zum Anwachsen größerer und zum Auflösen kleinerer Zellen [152]. Es entsteht eine Vergröberung der Schaumstruktur. Die Ostwald-Reifung ist ein von selbst ablaufender kolloidche­ mischer Reifeprozess disperser Materie, der um 1900 vom Universalgelehrten und

34 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

späteren Nobelpreisträger für Chemie, Wilhelm Ostwald, entdeckt und nach ihm be­ nannt wurde (Abb. 4.23). Der Dampfdruck- bzw. Konzentrationsunterschied in einem geschlossenen System wird ausgeglichen, indem ein Materiestrom von den kleinen zu den großen Kolloiden fließt. Folglich schrumpfen die kleinen, die großen aber wachsen weiter. Sobald der Radius eines kleinen Kolloids einen kritischen Wert un­ terschreitet, wird es energetisch instabil und löst sich vollständig auf [111].

Abb. 4.23: Darstellung der Oswald-Reifung. Quelle: [145]

4.1.3.3 Einfluss der Viskosität auf die Schaumstruktur Die Viskosität wirkt sich bei metallischen Schäumen auf den durch die Gewichtskraft verursachten Materialfluss, die sogenannte Drainage, aus [85]. Die Drainage ist in Be­ zug auf die Viskosität aufgrund einer Vielzahl noch nicht vollständig verstandener möglicher Einflüsse bei der pulvermetallurgischen Herstellung schwierig zu beschrei­ ben. Bei den schmelzmetallurgischen Verfahren hingegen wird der Viskosität eine wichtigere Rolle zugewiesen. Hierbei wird die Viskosität der Schmelze durch die Zu­ gabe keramischer Partikel – wie im Cymat- und Metcomb-Verfahren – oder durch die Zugabe von Calcium – wie im ALPORAS®-Verfahren – gezielt erhöht. Reine Metall­ schmelzen schäumen nicht auf [26, 85]. Aufgrund der Erfahrungen in der schmelzme­ tallurgischen Herstellung wird in der Literatur davon ausgegangen, dass auch bei der pulvermetallurgischen Herstellung die Viskosität einen wichtigen Einfluss auf die Sta­ bilität der flüssigen Zellwände hat [85]. In den Fest-Flüssig-Phasensystemen der pul­ vermetallurgischen Herstellung ist die Viskosität der Flüssigphase nur ein Einflusspa­ rameter auf die Gesamtviskosität der Legierung. Die Gesamtviskosität hängt von dem Anteil der Schmelze, der Partikelgrößen und -formen und von den physikalisch-che­ mischen Eigenschaften ab. Auch die im Aufschäumprozess immer wieder aufbrechen­ de Schmelzebadoberfläche mit immer wieder neu entstehenden Oxiden kann einen Einfluss auf die Viskosität zeigen.

4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle

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4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle In diesem Kapitel werden verschiedene Herstellungsverfahren und -varianten für Alu­ miniumschäume beschrieben und ihre Besonderheiten aufgezeigt. Es werden hier nur die zum Verständnis notwendigen Herstellungsverfahren und neuere Entwicklungen beschrieben. Eine ausführliche Liste der Verfahren kann in Fachbüchern nachgelesen werden (siehe Abschn. 7). Im Allgemeinen können die Verfahren in die schmelzmetallurgische und pulvermetallurgische Verfahren eingeteilt werden (siehe auch Abb. 4.3). Bei allen schmelz­ metallurgischen Verfahren wird der Schaum aus einer Metallschmelze hergestellt. Der Prozess beginnt immer mit dem Schmelzen des Aluminiummatrixmaterials [37]. Der entstehende Aluminiumschaum wird durch schnelle Abkühlung zum Erstarren („Ein­ frieren“) gebracht. Um zu verhindern, dass die in der Schmelze gebildeten Blasen auf­ steigen und aus der Schmelze austreten bzw. kollabieren, muss entweder die Ober­ flächenspannung reduziert oder die Viskosität der Schmelze gesteigert werden. Im Allgemeinen wird bei Aluminiumschäumen die Viskosität eingestellt. Einerseits kann die Erhöhung der Viskosität durch eine Erwärmung nur knapp über die Solidustem­ peratur erfolgen, andererseits durch Zugabe von z. B. keramischen Pulvern (z. B. SiC, Al2 O3 ). [26]

4.2.1 Gaseinblasverfahren CYMAT (schmelzmetallurgisches Verfahren) Das Gaseinblasverfahren (Abb. 4.24) wurde in Kanada von der Fa. CYMAT Technolo­ gies Ltd. entwickelt. Die Aluminiumschmelze wird direkt durch das Einblasen eines Gases aufgeschäumt. Das Verfahren baut auf dem US-Patent von Jin, Kenny und Sand auf [11].

Abb. 4.24: Plattenherstellung im Gaseinblasverfahren. Quelle: [176]

36 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

Nach [176] und [26] besteht das sogenannte CYMAT-Verfahren aus den folgenden Pro­ zessschritten: – Erschmelzen einer Aluminiumlegierung, – Umgießen bzw. Ausgießen der Aluminiumschmelze aus dem Schmelzofen in die Schäumwanne, – Gaseinspritzung mittels Impeller, um Gasblasen in der Schmelze zu erzeugen, – der durch Gasblasen an der Oberfläche gebildete Schaum wird durch eine Förder­ mechanik abgezogen und – Erstarren des flüssigen Schaumes. Prinzipiell lassen sich flüssige Metalle nicht einfach schäumen, indem ein Gas in sie eingeblasen wird, da der Flüssigkeitsablauf an den Wänden der Gasblasen zu schnell einsetzen und die Gasblasen zerfallen würden (siehe Abschn. 4.1.3). Beim CYMAT-Ver­ fahren wird ein kleiner Prozentsatz von unlöslichen Partikeln zu der Schmelze hinzu­ gefügt, sodass der Metallfluss genügend behindert wird, um die Luftblasen zu sta­ bilisieren (siehe auch [26, Seite 9]). Als Partikel werden in diesem Verfahren Silici­ umcarbid-, Aluminiumoxid- oder Magnesiumoxidpartikel genutzt, um die Viskosität der Schmelze zu erhöhen [51]. Bei der Herstellung der Schmelze muss darauf geach­ tet werden, dass die Partikel gut benetzt und homogen in der Schmelze verteilt sind. Nachdem die Viskosität der Schmelze eingestellt wurde, kann nach dem Umgießen das Gaseinblasen durchgeführt werden. Als Gas werden Luft, Stickstoff oder Argon genutzt. Durch den Impeller werden kleine Gasblasen erzeugt und gleichmäßig ver­ teilt [51]. Durch die vorher eingebrachten Partikel ist der Schaum relativ stabil, sodass er mit einem Förderband an der Oberfläche abgezogen werden kann. Die nach dem CYMAT-Verfahren hergestellten Schäume (Abb. 4.25) weisen eine sehr niedrige Dichte im Bereich von 0,05 bis 0,55 g/cm3 auf, zeigen eine sehr gute Energieabsorption und eine gute thermische und akustische Isolierung. Dieses Ver­ fahren bietet die Möglichkeit, Schaumplatten mit einer relativ homogenen Oberfläche

Abb. 4.25: Nach dem CYMAT-Verfahren hergestellter Aluminiumschaum. Quellen: [26, 176]

4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle | 37

herzustellen. Eine Weiterentwicklung in Anlehnung an das Niederdruckgussverfah­ ren bietet die 3-D-Formteilherstellung nach dem Gaseinblasverfahren.

4.2.2 3D-Formteilherstellung nach dem Gaseinblasverfahren (schmelzmetallurgisches Verfahren) Das Low Pressure Foam Casting (LPFC) wurde von der CYMAT Technologies Ltd. ge­ meinsam mit Georg Fischer Automotive AG entwickelt. Es eignet sich, im Gegensatz zum bisher bekannten Gaseinblasverfahren, zur Fertigung von komplexen, endkon­ turnahen 3-D-Formteilen aus Aluminiumschaum. Das LPFC-Verfahren basiert auf einem modifizierten Niederdruck-Kokillenguss und dient der Herstellung von ultra­ leichtem Metallschaum mit einer kompakten Außenhaut. Beim Niederdruck-Kokil­ lenguss erfolgt die Formfüllung durch einen niedrigen Überdruck. Dieser Druck wird auch während der Erstarrung der Randschale aufrechterhalten [12, 179]. Die Abb. 4.26 zeigt zwei Varianten des Verfahrens.

Abb. 4.26: Verfahren zur Formteilherstellung nach dem Gaseinblasverfahren. Quelle: [176]

Der notwendige Einspritzdruck erfolgt so definiert, dass die Form sehr gut gefüllt wird, aber die Schaumstruktur bzw. Zellstruktur von stabilisiertem Aluminiumschaum da­ bei nicht zerstört wird. Bei dem LPFC-Prozess werden einer flüssigen Aluminiumlegierung mit fein ver­ teilten Keramikpartikeln, Gasbläschen durch den sogenannten Impeller injiziert.

38 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

Durch die Gaszufuhr während des Ansteigens der Aluminiumlegierung in der Form entsteht die typische regulierbare Porenstruktur eines homogenen Aluminiumschau­ mes. Die Porengröße ist hierbei gut einstellbar. Diese Technologie ermöglicht Schaum­ kernteile mit gleichzeitig niedrigen Produktionskosten, hoher Komplexität und gerin­ gem Gewicht. Hierbei sind Schaumdichten von 0,35 bis 2,0 g/cm3 realisierbar [12, 179].

4.2.3 Syntaktische Metallschäume (schmelzmetallurgisches Verfahren) Bei der Herstellung syntaktischer Schäume werden permanente Platzhalter mit einer Metallschmelze umgossen. Als Platzhalter wird ein zelliges und/oder hohles Granulat verwendet. Zum Einsatz für das Granulat kommen bisher keramische, metallische und mineralische Materialien [105]. Das Granulat wird als Schüttung oder in definierter makroskopischer Form eingesetzt. Es entstehen dabei zwar hohle Strukturen, die auch als Schäume bezeichnet werden können, aber es liegt bei den syntaktischen Schäu­ men eine hohle Metall-Keramik, Metall-Metall oder Metall-Mineral-Verbundwerkstoff vor. Dieses Verfahren wurde in der Vergangenheit bereits für Aluminium [67, 150] an­ gewandt. Die Herstellung von syntaktischen Metallschäumen erfolgt durch ein Infil­ trationsverfahren [45].

Abb. 4.27: Prinzipskizze des Nieder­ druckgießverfahrens. Quelle: [105]

Beim Niederdruckgießverfahren wird eine Metallschmelze durch ein Steigrohr kon­ trolliert von unten mit einem Überdruck von 30.100 kPa, der auf die Schmelzeober­ fläche drückt, in den Formhohlraum der mit Platzhaltern gefüllten Gießform einge­ drückt. Die Abb. 4.27 zeigt eine schematische Darstellung des Formfüllungsvorgangs. Das Füllen der Form erfolgt turbulenzarm mit einer definierten Geschwindigkeit. Hier­ durch können unerwünschte Lufteinschlüsse vermieden werden [105]. Ein weiteres Verfahren zur Herstellung syntaktischer Schäume ist das Infiltrati­ onsgießen. Die Prozessschritte sind in Abb. 4.28 veranschaulicht. Analog zum Nie­ derdruckgießverfahren wird dabei die Schmelze über einen, auf der Oberfläche des flüssigen Metalls wirkenden Überdruck durch das Steigrohr in eine evakuierte Guss­

4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle |

39

form gedrückt. Im Unterschied zum Niederdruckguss wird die komplette Anlage eva­ kuiert [105].

Abb. 4.28: Schematische Darstellung der Prozessschritte des Infiltrationsgießens. Quellen: [38, 105]

In beiden Verfahren wird die Qualität des Verfahrens u. a. durch die Struktur und Qualität des Platzhalters, die Viskosität der Metallschmelze und die Benetzbarkeits­ verhältnisse bestimmt. Um eine vollständige Infiltration zu gewährleisten, muss der Druck in Abhängigkeit des Platzhalters entsprechend optimiert werden. Die Dichte dieser syntaktischen Metallschäume liegt bei den Matrixwerkstoffen Magnesium zwischen 1,0 und 1,5 g/cm3 , bei Aluminium zwischen 1,6 und 1,75 g/cm3 und bei Gusseisen zwischen 2,8 und 3,1 g/cm3 [67, 84]. Syntaktische Metallschäume verfügen über einen geschlossenen, quasihomoge­ nen und quasiisotropen inneren Aufbau. Die Form und Größe der Poren entspricht denen der Platzhalter.

4.2.4 ALPORAS® -Verfahren (schmelzmetallurgisches Verfahren) Das ALPORAS® -Verfahren ist in der Literatur mehrfach beschrieben und untersucht worden. Es wird hier der Vollständigkeit halber nur kurz beschrieben und erklärt. Das ALPORAS® -Verfahren der Fa. ShinkoWire Co. Ltd. ist durch ein direktes Schäumen von Aluminiumschmelzen mit Treibmitteln gekennzeichnet. Als Treibmit­ tel wird hier TiH2 genutzt. Der bei der Herstellung freigesetzte Wasserstoff bewirkt das Aufschäumen der Schmelze. Der Aluminiumschmelze wird bei 680 °C zunächst 1 bis 2 Gew.-% Calcium zur Viskositätssteigerung zugesetzt. Es bilden sich dann stabi­ lisierende Phasen aus CaO, CaAl2 O4 und Al4 Ca. Die Viskositätssteigerung verhindert ein frühzeitiges Kollabieren der beim Schäumen entstehenden Zellen. Zum Schäu­ men wird die Schmelze in eine Gussform eingebracht und 1 bis 2 Gew.-% TiH2 als Treibmittel hinzugefügt. Das Titanhydrid zersetzt sich und setzt den benötigten Was­ serstoff frei. Die bei dem anschließendem Schaumvorgang entstehenden Schäume

40 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume weisen Dichten von 0,2 bis 0,3 g/cm3 auf. Nach dem Abkühlen in der Kokille weist der Schaum eine Porosität von 89 bis 93 % auf [26, 37]. Die Abb. 4.29 zeigt die eben beschrieben Herstellung nach dem ALPORAS® -Ver­ fahren. Die Fa. ShinkoWire Co. Ltd. hat vor einigen Jahren die Produktion des Alumi­ niumschaumes mangels Nachfrage eingestellt.

Abb. 4.29: Schmelzmetallurgische Herstellung nach ShinkoWire Co. Ltd. Quelle: Shinko-Wire

Der mit diesem Verfahren erzeugte Aluminiumschaum weist einen mittleren Zell­ durchmesser von 4,5 mm und Zellgrößen im Bereich von 1 bis 13 mm auf [127, 128, 168].

4.2.5 Advanced Pore Morphology (APM) Metallschaumtechnologie (pulvermetallurgisches Verfahren) Die Advanced Pore Morphology (APM) Metallschaumtechnologie wurde am Fraunho­ fer IFAM entwickelt und optimiert. Das einzelne Schaumelement wird aus einem Vor­ materialgranulatpartikel in einem Ofen expandiert. Dieses Vormaterial wird auf einer glatten Unterlage oberhalb der Schmelztemperatur des verwendeten Metalls erhitzt. Aufgrund der Oberflächenspannung nehmen die Proben während der Expansion eine kugelförmige Gestalt an (Abb. 4.30). Es entstehen dabei kleinvolumige, bis zu 4 cm3 große Aluminiumschaumkugeln [116, 167]. Zur weiteren Herstellung einer Schaumstruktur können die einzelnen Schaumku­ geln über bekannte Fügeverfahren (z. B. Kleben, Löten, Sintern) verbunden werden. Durch eine Beschichtung mit Epoxidharz können die Schaumkugeln in Hohlstruktu­ ren fixiert werden und erhöhen dadurch die Steifigkeit der ausgefüllten Struktur. Ver­

4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle | 41

Abb. 4.30: Aluminiumschaumkugeln nach APM-Technologie hergestellt. Quelle: Vortrag Dr. G. Rausch; IFAM; 2008

Abb. 4.31: Sandwich mit Polymer-Aluminium-Hybridschaum-Kern mit APM-Aluminiumschaumkugel. Quelle: Fraunhofer IFAM, Presseinformation 18.06.2013

klebte APM-Schaumkugeln weisen vergleichbare Eigenschaften wie bereits bekannte Aluminiumschäume auf. Die Schaumkugeln werden auch als Kernlage in Sandwich­ systemen für den Leichtbau eingesetzt. Die Abb. 4.31 zeigt als Beispiel ein Sandwich­ verbund mit einem Polymer-Aluminium-Hybridschaum (hergestellt mit APM-Alumi­ niumschaumkugel) als Kernschicht. Das Sandwichmaterial wurde in dem EU-Projekt Smart and Safe Integration of Batteries in Electric Vehicles – SmartBatt als Werkstoff­ konzept für Batteriegehäuse entwickelt und angewandt. Dieses Material ist dadurch gekennzeichnet, dass sich zwischen zwei Decklagen aus konventionellem Alumini­

42 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

um eine Kernlage aus Aluminiumschaumkugeln befindet, welche in eine Matrix aus Epoxidharzklebstoff eingebettet sind. Das Epoxidharz kann ebenfalls schäumbar aus­ geführt werden, sodass dabei ein doppelter Hybridschaum entsteht. In Abb. 4.32 sind Temperatur- und Expansion-Zeit-Verläufe einer AlSi7 + 0,5 Gew.-% TiH2 Probe dargestellt. Die Expansionskurve verläuft ähnlich wie schon bei bekannten Aluminiumschäume (siehe auch Abschn. 4.1.2). Bei der APM wird während der Herstellung in sieben Phasen unterschieden (Abb. 4.32, I bis VII). Zu Beginn des Aufschäumens expandiert die Probe zunächst in Dickenrichtung, die Quaderform bleibt teilweise erhalten. Die Quaderkanten ver­ runden zunehmend bis eine Kugelform mit glatter Oberfläche erreicht ist (Phase V). Anschließend nimmt das Porenvolumen weiter zu, bis auch hier ein Kollaps erreicht wird (Phase VI) und das Volumen sich wieder verringert (Phase VII; vgl. auch Ab­ schn. 4.1.2) [167].

Abb. 4.32: Temperatur- und Expansion-Zeit-Verläufe bei der Expansion von AlSi7 + 0,5 Gew. − % TiH2 -Halbzeug. Quellen: [164, 167]

4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle

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4.2.6 Hohlkugeln und -Strukturen (Metallic Hollow Sphere, MHS) (pulvermetallurgisches Verfahren) Metallische Hohlkugelstrukturen bilden seit einigen Jahren eine neue Werkstoffgrup­ pe innerhalb der zellularen Metalle bzw. porösen Metalle. Sie sind im Gegensatz zu metallischen Schäumen durch eine definierte Geometrie der Zellen bzw. Hohlkugeln charakterisiert. Durch diese sehr regelmäßige Geometrie zeigen diese Strukturen na­ hezu konstante Materialkennwerte. Generell sind in der Literatur die drei folgenden Verfahren zur Herstellung von Hohlkugeln bekannt [151]: 1. Die galvanische Beschichtung von Substratkugeln (z. B. aus Polystyrol), 2. die Verdüsung einer Suspension (Abb. 4.31) und 3. die pulvermetallurgische Technologie mit einer großen Gestaltungsfreiheit hin­ sichtlich der Zellgrößen, Wanddicken (Dichte) und der verarbeitbaren Werkstoffe gegenüber den erstgenannten Technologien (Abb. 4.33). Die Abb. 4.33 zeigt eine schematische Darstellung der Herstellung einer Metallhohl­ kugel bzw. von Hohlkugelstrukturen. Die Herstellung gliedert sich in sieben Stufen. Als Ausgangsmaterial dient ein Polystyrol-Granulat, welches aufgeschäumt bzw. vor­ geschäumt wird. Anschließend erfolgt eine Wirbelbeschichtung (mithilfe eines Warm­

Abb. 4.33: Herstellungsweg für Hohlkugelstrukturen. Quelle: [151]

44 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

luftstroms) der aufgeschäumten Polystyrol-Kugeln mit einer Metallpulver-Binder-Sus­ pension. Die beschichteten Kugeln werden dann in eine Form gefüllt oder als Einzel­ kugeln einer Wärmebehandlung unterzogen. Bei der Wärmebehandlung erfolgt zu­ erst eine thermische Entbinderung (eine Pyrolyse der Polystyrol-Kugel und des Bin­ ders) und anschließend ein Sintervorgang. Die Kugel ist nach der Entbinderung hohl und von geringer Festigkeit (Grünkugel). Das die Kugelschale bildende Skelett aus Pul­ verteilchen wird anschließend zu einer dichten Kugelschale mit geringer Restporosi­ tät (< 2 bis 5 %) gesintert [151]. Wie auch bei anderen Sintervorgängen kommt es hier zur Schwindung der Kugel. Die erhaltenen Metallkugeln können mit einer nachfolgen­ den Beschichtung mit Klebstoff oder einem Lötwerkstoff zu verklebten oder verlöteten Hohlkugelstrukturen gefügt werden. Des Weiteren können die Hohlkugeln auch als Platzhalter in Kombination mit anderen Metallen, z. B. Aluminium oder Zink, als Matrixmaterial hergestellt und eingesetzt werden [151]. In [105] wurde mit Eisenhohlkugeln in einer Aluminium-, Zink- und Magnesiummatrix ein poröser Metallwerkstoff hergestellt und in Stauch­ versuchen analysiert (siehe Abb. 4.34). Für die Herstellung der Probekörper wurden Eisenhohlkugeln mit einer Schüttdichte von 0,342 g/cm3 und 0,414 g/cm3 verwen­ det. Die Wanddicke der Hohlkugeln betrug 30 bzw. 25 μm. Die Durchschnittsgröße der verwendeten Hohlkugeln lag bei 2,8 mm. In dem Spannungs-Stauchungsdiagramm der durchgeführten Stauchversuche (siehe Abb. 4.34) sind die unterschiedlichen Kurvenverläufe in Abhängigkeit des Matrixmaterials deutlich erkennbar. Der Unterschied in den zwei Kurven mit einer

Abb. 4.34: Einachsige Druckversuche mit unterschiedlichen Matrixmaterialien und Eisenhohlkugeln als Füllmaterial. Quelle: [105]

4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle |

45

Aluminiummatrix (rote Kurven) ist auf eine Wärmebehandlung der entsprechenden Probe zurückzuführen. Eine weitere am Anfang des Kapitels erwähnte Möglichkeit ist die Herstellung von Hohlkugeln aus einem Schlicker. Dünnwandige, kugelförmige Hohlkörper wer­ den hergestellt, indem ein Metallpulverschlicker durch den äußeren Strahl einer ko­ axialen Düse gespritzt wird (Abb. 4.35). Durch die innere Düse wird ein Gas eingebla­ sen. Am Ausgang der Düse bildet sich dann ein hohler Zylinder. Durch die Oberflä­ chenspannung und hydrostatische Kräfte bildet sich dann aus dem Hohlzylinder eine Schlickerhohlkugel. Diese Kugeln werden anschließend getrocknet, gesintert und zu einer Struktur verbunden [122]. Das erste am Georgia Institute of Technology entwickelte und patentierte Verfah­ ren fängt mit Precursor-Schlicker an. Dieser besteht aus keramischem Pulver, einem Lösungsmittel und einem thermoplastischen Binder [22]. Als keramische Pulver kom­ men beispielsweise Pulver aus Aluminiumoxid, Titanoxid oder Zirkonoxid zum Ein­ satz. Der thermoplastische Binder besteht aus Polymethylmethacrylat (PMMA) mit ei­ nem Gewichtsanteil von 3,5 %. Als Lösungsmittel wird Aceton eingesetzt [47, 82].

Abb. 4.35: Schematische Darstellung der Verdüsung keramischer Hohlkugeln nach Torobin. Quellen: [22, 82, 122, 134]

46 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

4.2.7 Schlickerreaktionsschaumsinter (SRSS)-Verfahren (pulvermetallurgisches Verfahren) Das SRSS-Verfahren wurde am Institut für Eisenhüttenkunde der RWTH Aachen ent­ wickelt [129, 130] und patentiert [19]. Die Herstellung der Schäume in diesem Verfah­ ren ist in der Abb. 4.36 dargestellt. In diesem Verfahren wird das Aufschäumen des Metalls durch eine chemische Reaktion bei Raumtemperatur erreicht. Metallpulver, Dispergiermittel (Schichtsilikat) und Treibmittel werden zu Beginn vermischt. In Ab­ hängigkeit der Menge der Legierungsgehalte im Metallpulver wird das Treibmittel in Form eines sehr feinen reaktiven Metallpulvers (z. B. Carbonyleisen) hinzugegeben. Anschließend wird konzentrierte Phosphorsäure mit Wasser und/oder Alkohol als Lö­ sungsmittel gemischt. Es entsteht eine schlickerartige Suspension, in der zum einen durch eine chemische Reaktion zwischen den reaktiven Metallpulverpartikeln und der Säure Wasserstoffbläschen entstehen, die ein Aufschäumen des Schlickers bewir­ ken, und zum anderen entsteht ein Metallphosphat. Das entstehende Metallphosphat wirkt als Bindemittel und führt zum „Einfrieren“ der aufgeschäumten Struktur. An­ schließend muss die Struktur zu einem Metallschaum gesintert werden [19]. Mit dem SRSS-Verfahren können Schäume aus Eisen-, Stahl- und Nickelbasispul­ vern hergestellt werden. Diese Schäume weisen eine charakteristische Zellstruktur auf. Die in Abb. 4.37 dargestellten primären Zellen entstehen durch das Expandieren des entstehenden Wasserstoffs, die sekundären Zellen entstehen durch das Verduns­ ten des Lösungsmittels.

Abb. 4.36: Herstellungsprozess des Schlickerreaktionsschaumsinter (SRSS)-Verfahrens. Quelle: [154]

4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle | 47

Abb. 4.37: Computertomografische Aufnahme (links) mit lokaler Auflösung von 0,1 mm3 und eine metallografische Aufnahme (rechts) Kennzeichnung jeweils einer Primär- und Sekundärpore. Quelle: BAM, I.4901, Berlin

Diese Schäume können in einer Form aufgeschäumt und anschließend mecha­ nisch bearbeitet werden. Die Abb. 4.38 zeigt einige Beispiele von hergestellten Bautei­ len aus im SRSS-Verfahren hergestelltem Metallschaum.

Abb. 4.38: Beispiele einiger im SRSS-Verfahren hergestellten Metallschaumbauteile. Quelle: http://www.scholz-in-duisburg.de

48 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

4.2.8 Poröse metallische Strukturen im Platzhalterverfahren (schmelzund pulvermetallurgische Verfahren) Eine weitere Variante von geschlossenporigen porösen metallischen Strukturen, bil­ den Strukturen, die mithilfe von Platzhaltern hergestellt werden. Als Platzhalter kön­ nen z. B. lösliche Salze (z. B. NaCl) oder Glashohlkugeln verwendet werden. Nach dem Einbringen und Verpressen der Platzhalter in eine Gießform bzw. Kokille werden die Platzhalter mit einem Metall, z. B. Aluminium, umgossen. Nachdem die Struktur er­ starrt ist, wird das Salz ausgewaschen. Auf diese Weise entsteht ein poröser metalli­ scher Werkstoff (Abb. 4.39 und Abb. 4.40).

Abb. 4.39: Prinzipskizze des Umgießens von Salzen als Platzhalter. Quelle: [122]

Abb. 4.40: Prinzipskizze des Umgießens von Hohlkugeln als Platzhalter. Quelle: [122]

Eine weitere Verfahrensvariante stellt das Einrühren von Platzhalterstrukturen in eine Metallschmelze dar. Während des Vermischens von Schmelze und Platzhalterstruktu­ ren wird die Schmelze soweit abgekühlt, dass aufgrund der Viskosität eine Trennung oder Schichtung verhindert wird [122].

4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle |

49

Eine weitere Verfahrensvariante ist die Herstellung von porösen Strukturen mit Platzhaltern in einem pulvermetallurgischen Verfahren. Die Abb. 4.41 zeigt hierzu ei­ ne schematische Darstellung des Herstellungsprozesses. Die Platzhalter, i. d. R. Vo­ lumenelemente aus Kunststoff, werden mit dem Metallpulver, und – wenn nötig – zusätzlich mit Binder gemischt und kompaktiert. Anschließend folgt eine zweistufi­ ge Wärmebehandlung. Zuerst werden die Platzhalter thermisch entfernt und danach wird die Pulverstruktur gesintert.

Abb. 4.41: Schema des pulvermetallurgischen Herstellungsprozesses. Quelle: [44]

4.2.9 Integral Foam Moulding (schmelzmetallurgisches Verfahren) An der Universität Erlangen-Nürnberg wurde eine weitere Herstellungsvariante für flä­ chige Aluminiumschaumteile entwickelt [103, 177]. Es ist ein dem Druckgießen ähn­ licher Prozess. Unter Druckguss versteht man hier ein Fertigungsverfahren, bei dem ein flüssiges Metall unter relativ hohem Druck in eine geteilte metallische Dauerform gepresst wird [56]. Dieser Prozess zur Herstellung von Integralschaumbauteilen aus Aluminium mit lokal erweiterbarer Kavität ist schematisch in Abb. 4.42 dargestellt. Das notwendige Treibmittel, z. B. TiH2 , wird zu Beginn im die Druckgussform ein­ gebracht. Beim Eindrücken der Schmelze wird das Treibmittel in der dann verwirbel­

Abb. 4.42: Schematische Darstellung des Integral Foam Moulding Prozesses. Quelle: [162]

50 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

Abb. 4.43: Integralschaum: links eine menschliche Vertebra (Wirbel) als ein Beispiel einer natürlichen Integralschaumstruktur; rechts ein Aluminium-Integral-Schaum (HP-IFM). Quelle: [27]

ten Schmelze (die Schmelze fließt in einer turbulenten Strömung in die Kavität ein) mitgenommen. Die Kavität wird anschließend vollkommen gefüllt. Kurz danach fängt das Treibmittel an auszugasen und der Aluminiumschaum entsteht. Mit der lokalen Kavitätserweiterung entsteht das aufgeschäumte Aluminiumbauteil. Das Verfahren erzeugt automatisch eine sehr feste Außenhaut mit einer nach innen geringer wer­ denden Dichte. Die Abb. 4.43 rechts zeigt hierzu einen Aluminium-Integral-Schaum im Vergleich zu der Porenstruktur eines menschlichen Wirbels. Die feste Außenhaut mit der nach innen geringer werdenden Dichte ist im rechten Bild deutlich zu erken­ nen. Der Festphasenanteil (fs ) der Schmelze zeigt einen entscheidenden Einfluss auf den Prozess. Wiehler [177] geht in seinen Untersuchungen davon aus, dass es drei er­ kennbare Festphasenbereiche gibt, die das Schaumverhalten der Schmelze charakte­ risieren (siehe Abb. 4.44). Bei einem Festphasenanteil von fs < 0,4 geht Wiehler von einer guten Schäumbarkeit und bei 0,4 ≤ fs ≤ 0,7 von einer schlechten Schäumbar­ keit aus. Bei einem Festphasenanteil von 0,7 > fs > 1 ist kein Schäumen möglich [177]. Gute Schäumbarkeit – d. h. ein relativ geringer Festphasenanteil – der Schmelze liegt vor, wenn kein zusammenhängendes Festphasennetzwerk vorhanden ist, wel­ ches die Entstehung von Gasporen verhindern kann. Bei einer schlechten Schäum­ barkeit reicht die Festigkeit des Festphasennetzwerks nicht aus, um eine Porenbil­ dung zu verhindern. Des Weiteren ist aufgrund der schlechten Fließeigenschaften der Schmelze keine Einrundung zu runden Poren mehr möglich. Mit steigendem Festpha­ senanteil sinkt die Schäumbarkeit der Schmelze. Aufgrund der hohen Festigkeit des Festphasennetzwerks ist nach Wiehler kein Porenwachstum mehr möglich [177]. Das Verfahren kann weiterhin in einen Niederdruckprozess (LP-IFM; 2500 bis 10.000 kPa) und einen Hochdruckprozess (HP-IFM; 35.000 kPa) unterteilt werden. Der Niederdruckprozess kann in die folgenden Teilschritte gegliedert werden:

4.2 Herstellung geschlossenporiger poröser Metalle |

51

Abb. 4.44: Angenommene Festphasenbereiche mit unterschiedlicher Schäumbarkeit. Quelle: [177]

–

– – –

Treibmitteleinbringung (z. B. MgH2 oder TiH2 ) im Angussbereich, beim Schmel­ zekontakt beginnt sich Magnesiumhydrid in Magnesium und Wasserstoff aufzu­ spalten, Mitnahme des Treibmittels in die Form, dabei turbulente Durchmischung der Schmelze, Erstarrung des Materials zu Beginn an der kalten Formwand; unterfüllen der Ka­ vität mit der Schmelze und anschließendes Aufschäumen im Kern des Bauteils, definierter niedriger Nachdruck zum Einstellen der Bauteilporosität.

Der Hochdruckprozess ist gegenüber dem Niederdruckprozess etwas abgeändert und gliedert sich wie folgt: – Treibmittelvorlage im Angussbereich, – Mitnahme des Treibmittels und Füllung der Kavität unter hohem Druck, – Erstarrung der Schmelze an der kalten Formwand, – Arretierung des Gießkolbens und lokales Erweitern der Kavität, – Aufschäumen der Schmelze im Kern des Gussteils durch einen Druckabfall. Weitere Informationen zu diesen Herstellungsverfahren metallischer Schäume kön­ nen in u. a. in [27] Integral Foam Molding of Light Metals nachgelesen werden.

52 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

4.2.10 Herstellung von Aluminiumschäumen mittels Reibrührschweißen Mit dem Prozess des Reibrührschweißens (Friction Stir Welding bzw. Friction Stir Pro­ cessing) lassen sich heutzutage auch metallische Schaummaterialien herstellen und miteinander sowie aber auch mit konventionellen Blechen verbinden. Die typischen Strukturen des Metallschaumes werden dabei, wie nachfolgend gezeigt, nicht beein­ trächtigt. Das hier beschriebene Reibrührschweißen ist eine Abwandlung des konventionel­ len Reibschweißens. Das Schweißen erfolgt unterhalb der Schmelztemperatur der Fü­ gepartner. Das Material schmilzt hierbei nicht, es plastifiziert. Bei Aluminium wird bei ca. 550 °C der Zustand des Plastifizierens erreicht [118, 160]. Zum besseren Verständ­ nis der Schaumherstellung mittels des Reibrührschweißens ist in Abb. 4.45 der Reib­ rührschweißprozess schematisch dargestellt. Die zum Schweißen notwendige Reib­ energie wird durch ein verschleißfestes, rotierendes Werkzeug erzeugt. Der WerkzeugPin des rotierenden Werkzeugs wird mit hoher Kraft in die Fügepartner gedrückt, bis die Werkzeugschulter auf der Bauteiloberfläche aufliegt. Durch die Reibung zwischen Werkzeugschulter und Fügepartnern erwärmt sich der Werkstoff unter der Schulter bis kurz unter den Schmelzpunkt. Dieser Temperaturanstieg hat einen Festigkeitsabfall zur Folge, wodurch der Werkstoff plastifiziert und eine Vermischung in der Fügezone ermöglicht wird. Der hier dargestellte Reibrührschweißprozess dient nicht nur zur Fügung von Alu­ miniumschaum-Sandwichverbunden mit Aluminiumblechen [66], sondern auch für die Herstellung von porösem Aluminium, siehe Abb. 4.16 [172, 173].

Abb. 4.45: Schematischer Prozessablauf des Reibrührschweißen nach Eireiner. Quellen: [66, 68]

Bei diesem Herstellungsverfahren wird eine Mischung aus TiH2 - und Al2 O3 -Pulver zwischen zwei Aluminiumplatten (z. B. 1xxx oder 6xxx Legierungen o. ä.) eingebracht (Abb. 4.46a). Ähnlich dem oben beschriebenen Reibrührschweißprozess wird in meh­

4.3 Herstellung offenporiger poröser Metalle

|

53

reren Durchläufen plastifiziert und vermischt (Abb. 4.46b bis e). Der so erhaltene Roh­ ling wird zugeschnitten und anschließend in einem vorgeheizten Ofen bei ca. 1000 K erwärmt. Nach vier Durchläufen (jeweils Plastifizieren und Mischen) wurde keine höhe­ re Porosität als ca. 70 % erreicht. Des Weiteren zeigten nur noch die Umdrehungs­ zahl der Werkzeug-Pins und der Al2 O3 -Anteil (dient der Beeinflussung der Viskosi­ tät beim Aufschäumen) einen Einfluss auf die Porosität bzw. Schäumergebnis. In der Abb. 4.46 rechts wurde der Rohling zum Aufschäumen zum einen mit 1000 U/min (obere Schaumprobe) und zum anderen mit 2200 rpm (untere Schaumprobe) herge­ stellt. Dabei wurden Porositäten von 68 % (obere Schaumprobe) bzw. 70 % (untere Schaumprobe) ermittelt [172, 173].

Abb. 4.46: Herstellung eines Aluminiumschaumes im Friction Stir Process (FSP). Quellen: [172, 173]

4.3 Herstellung offenporiger poröser Metalle Offenporige poröse Metalle (offenporige Metallschäume) nehmen eine Sonderstellung ein, da sie aufgrund ihres Aufbaus im Vergleich zu geschlossenporigen Metallschäu­ men schlechtere mechanische Eigenschaften aufweisen. Je nach Herstellungsart kön­ nen sie aber eine homogene Zellenstruktur und bei hohlen Zellstegen eine sehr gerin­ ge Dichte aufweisen. Des Weiteren kann über die Pulvermetallurgie die Legierungszu­ sammensetzung an der Oberflächen der Stege verändert und eingestellt werden.

54 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

4.3.1 Struktur offenporiger Metallschäume Offenporige Metallschäume können nach Banhart [38] und Schüler [155] aus zwei ver­ schiedenen Blickwinkeln betrachtet werden. Betrachtungsvariante 1: Bei mikroskopischer Betrachtungsweise sind es hierarchisch strukturierte Materiali­ en. Sie bestehen aus einem komplexen Netzwerk von vielen miteinander verbundenen Stegen (siehe Abb. 4.47). Die einzelnen Stege unterscheiden sich hierbei in ihrer Form, Größe und Gefüge. Dadurch weisen sie jeweils spezifische (mechanische) Eigenschaf­ ten auf [155].

Abb. 4.47: Hierarchischer Aufbau einer offenporigen metallischen Struktur [155]

Betrachtungsvariante 2: Aufgrund der im Allgemeinen kleinen Dimensionen der einzelnen strukturellen Ele­ mente (Poren oder Zellen) können metallische Schäume hingegen auch als eigen­ ständiges „Material“ mit eigenen effektiven physikalischen und mechanischen Eigen­ schaften (z. B. E-Modul oder Plateauspannung) angesehen werden. Um eine gewisse statistische Konstanz dieser makroskopischen Eigenschaften zu erhalten, bedarf es einer bestimmten Mindestanzahl an strukturellen Elementen (z. B. Zellen oder Poren) im betrachteten Volumen [23, 24, 38, 155]. Offenporige metallische Strukturen weisen in Abhängigkeit des Herstellungsver­ fahrens eine sehr geringe Dichte (Aluminiumschaum: ρAl ≤ 0,9g/cm3 , Nickelschaum: ρNi ≤ 0,08g/cm3 ) auf. Offenporige Metallschäume können zusätzlich mit flüssigen und/oder gasförmigen Medien durchströmt werden, wodurch ein Einsatz als Wärme­

4.3 Herstellung offenporiger poröser Metalle |

55

tauscher, Filterelement und Schalldämpfer sowie mit dem Aufbringen eines reakti­ ven Elements bzw. Legierung als Katalysator ermöglicht wird. Für viele Anwendungen ist eine kontrollierte und einstellbare Durchströmbarkeit des offenporigen Werkstoffs durch Gase oder Flüssigkeiten gewünscht. Die Durchströmbarkeit wird durch den Druckabfall ∆p an einer vorgegebenen Pro­ be mit konstanten Querschnitt und der Länge L als Funktion des durch die Probe hin­ durchtretenden Volumenstroms eines Gases oder einer Flüssigkeit, der proportional zur Strömungsgeschwindigkeit v ist, charakterisiert. Unter idealen Bedingungen la­ minarer Strömung ist dieser Zusammenhang linear, d. h., es gilt Darcys Gesetz ∆p ∝ dV/dt ∝ v; unter allgemeinen Bedingungen kommt mindestens noch ein quadrati­ scher Term (dV/dt)2 hinzu, der den Einfluss der Turbulenz beschreibt. Die in Abb. 4.48 gezeigten, an vier Proben mit verschiedenen Porengrößen gemessenen Kurven, stel­ len diesen Zusammenhang nach Banhart sehr deutlich dar [43].

Abb. 4.48: Durchströmungskurven einiger Aluminiumschäume. Aufgetragen ist der Druckabfall ∆p bezogen auf die Probenlänge L gegen die Strömungsgeschwindigkeit v. Quelle: [43]

Des Weiteren ist zu erkennen, dass über die Wahl der mittleren Zellgröße eine gute Einflussmöglichkeit auf die Durchströmbarkeit gegeben ist. Offenporige Werkstoffe werden auch zur Druckreduktion eingesetzt. Werden die Poren mit Schmierstoff gefüllt, können sie als Gleitlager eingesetzt werden. Die Poren können auch als Depotvolumen benutzt werden, um dosiert Flüssigkeiten abzugeben, z. B. über eine poröse Walze.

56 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

Offenporige Metallschäume können auf einem Umweg über offenporige Kunst­ stoffschäume durch galvanische Beschichtung oder den Feinguss (z. B. Fa. ergaero­ space, USA; http://www.ergaerospace.com) erzeugt werden. Nachfolgend werden die wichtigsten Verfahren kurz beschrieben.

4.3.2 Feingießen – Platzhalterverfahren in der schmelzmetallurgischen Herstellung (schmelzmetallurgisches Verfahren) Das Feingussverfahren ist ein Verfahren ohne ein direktes Aufschäumen. Werden Metallschäume bzw. zellulare Strukturen nach diesem Verfahren hergestellt, werden Platzhalter verwendet. Die Platzhalter werden nach dem eigentlichen Gießvorgang aus dem Formteil entfernt. Die Platzhalter bestimmen im Allgemeinen die Makrostruk­ tur der zellularen Formteile. Die Abb. 4.49 zeigt hierzu eine schematische Darstellung der Schaumherstellung im Feingussverfahren.

Abb. 4.49: Schematische Darstellung der Schaumherstellung mittels Feingussverfahren. Quelle: [96]

Für eine regelmäßige offenporige Struktur wird eine Negativform beispielsweise aus einem Polyurethanschaum (Polyurethan, PUR) gebildet. Der Polymerschaum wird mit Wachs stabilisiert und anschließend in einer Küvette mit einem Schlicker aus feuer­ festem Material (z. B. Mullit, Gips oder Sand) umgossen und infiltriert. Die Porengrö­ ße und die Stegbreite bestimmen die Eigenschaften des späteren Metallschaumes. Der Schlicker wird zuerst getrocknet und anschließend gebrannt. Beim Brennen pyroly­ siert der PUR-Platzhalter. Die entstandene Gießform wird mit flüssigem Metall ausge­ gossen (Abb. 4.50). Das Metall nimmt die Struktur des Platzhalters ein [96]. Nach diesem Verfahren werden nicht nur Aluminium- und Messingschäume, son­ dern auch offenporöse Strukturen aus einer Nickel-Superlegierung (Inconel 738) mit relativen Dichten von ρzell = 0,02 bis 0,08 g/cm3 hergestellt (relative Dichte siehe Ab­ schn. 5.1). Charakterisiert werden offenporige Schäume i. d. R. durch die Anzahl der Poren je Zoll (Pores per Inch, ppi). Die erreichbaren Porengrößen liegen hier zwischen 10 und 45 ppi, und die Durchmesser variieren von ca. 1,8 bis 4,5 mm pro Pore [147].

4.3 Herstellung offenporiger poröser Metalle |

57

Abb. 4.50: Herstellung offenporiger Metallschäume im Feingussverfahren [147]. Aus einem PURSchaum, der in ein Wachsmodell des eingebettet wird, wird eine keramische Negativform erstellt. Nach dem Abguss können die verlorenen Formen ausgelaugt werden Quellen: [87, 90]

Die Dichte offenporiger Aluminiumschäume kann durch den Feingussherstel­ lungsprozess im Bereich von 0,13 bis 0,4 g/cm3 eingestellt werden [26]. Dies kann zu einer Gewichtseinsparung von bis zu 95 % gegenüber Aluminium-Vollmaterial (ρAl = 2,7 g/cm3 ) führen. Die Abb. 4.51 zeigt im Feingussverfahren hergestellte offenporige Aluminium­ schäume der Firmen PORMET und m-pore sowie einen an der RWTH Aachen herge­ stellten offenporigen Messingschaum.

Abb. 4.51: Offenporige Metallschäume: PORMET (Aluminiumgusslegierung AlSi9 Cu3 ; hergestellt im feingießtechnischen Verfahren); Messingschwamm (11 % Zn; 3,5 % Si; Rest Cu); m-pore (Aluminium­ legierung AlSi7 Mg; hergestellt im feingießtechnischen Verfahren). Quelle: [137]

Gegenüber den geschlossenporigen Metallschäumen besitzen die vorbestimmten Zell­ strukturen der gießtechnisch hergestellten offenporigen Metallschäume einige Vortei­ le. Ihre Porenstruktur ist deutlich homogener und weist höchstens geringe Anisotro­

58 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

pie auf, was zu einer wesentlich geringeren Schwankung der mechanischen Kennwer­ te führt. Das Feingussverfahren für offenporöse Schäume findet auch in neueren Ansät­ zen in der Darstellung und der Entwicklung einer Feingießtechnik für chirurgische Implantate mit zellularer Schwammstruktur aus der Titanlegierung Ti6 Al7 Nb als Kno­ chenersatzstruktur Beachtung [79]. Die in diesem Abschnitt dargestellten Verfahren bieten im Vergleich zu vielen an­ deren Herstellungsverfahren folgende Vorteile [96]: – Die Legierung, die Bauteilgeometrie, die Dichte und die Zellstruktur des Alumini­ umschaumes können gezielt auf die Anwendungen der Bauteile abgestimmt wer­ den. – Durch die exakte Kopie des offenporigen Aluminiumschaumes vom ursprüngli­ chen Polymerschaum sind komplexe Bauteilgeometrien möglich. – Durch die gießtechnische Herstellung lassen sich wesentlich regelmäßigere Strukturen und Porengrößenverteilungen erzeugen. – Feste Bauteile bzw. Bauteile aus Mono- bzw. Massivmaterialien können beim Gie­ ßen des Metallschaumbauteils direkt an den Schaum angebunden werden.

4.3.3 Platzhalterverfahren mit Gießereisanden (schmelzmetallurgisches Verfahren) Eine weitere Möglichkeit der Herstellung von porösen Metallen ist die Verwendung von Gießereisanden als Platzhalter zur Erzeugung poröser Strukturen [77, 130]. Die Gießereiformsande bzw. Gießereiformsandpellets (Gießereiformsand besteht i. d. R. aus Quarzsand, Binder [Harze], Wasser und Formstoffzusätze) werden zunächst mit zusätzlichen organischen Bindemitteln zu kugel- oder pelletförmigen Platzhaltern ge­ formt und in eine Gießform gefüllt. Anschließend wird die überhitzte Metallschmel­ ze in die Form gegossen (die Temperaturdifferenz zwischen Gießtemperatur und Schmelzpunkt wird als Überhitzung bezeichnet). Die Gießtemperatur liegt über der Schmelztemperatur. Durch die Gießhitze zerfällt der organische Binder, sodass das Platzhaltermaterial nach dem Erstarren der Schmelze mechanisch, z. B. durch Rüt­ teln oder durch Druckluft, entfernt werden kann. Das Platzhalterverfahren ermög­ licht Porositäten zwischen ca. 50 und 80 % mit Porendurchmessern von ca. 3 bis 10 mm [77, 137]. Die Abb. 4.52 zeigt eine schematische Darstellung der gießtechnischen Herstel­ lung offenporiger Metalle mittels Platzhalter aus Gießereisand. In der Literatur wird das Verfahren bisher nur unter Verwendung von Gusseisen, Aluminium-, Magne­ sium-, Blei- und Zinnlegierungen beschrieben [122, 137, 147]. Die Abb. 4.53 zeigt einige nach dem beschriebenen Platzhalterverfahren herge­ stellte Probenkörper. Das Gussverfahren ist nicht auf Aluminium als Ausgangswerk­ stoff beschränkt, sondern bietet auch die Möglichkeit zum Abguss höherfester oder höherschmelzender Legierungen.

4.3 Herstellung offenporiger poröser Metalle |

59

Abb. 4.52: Gießtechnische Herstellung offenporiger Metalle mittels Platzhalter aus Gießerei­ sand [77, 130]. Pelletierte Platzhalter werden umgossen und durch Rütteln, Ausblasen oder Aus­ schwemmen anschließend entfernt. Quellen: [77, 147]

Abb. 4.53: Beispiele von Probenkörpern im Platzhalterverfahren aus AlSi12 hergestellt.

4.3.4 Sinterverfahren – Platzhalterverfahren (pulvermetallurgisches Verfahren) Sinterverfahren sind eine häufig angewandte Herstellungsvariante für poröse Metal­ le. Auch für offenporige Metallschaumstrukturen findet sie Anwendung. Dazu werden retikulierte, offenzellige Polyurethanschäume (Polyurethan, PUR) unterschiedlicher Zellweiten mit einer Suspension aus Metallpulvern (z. B. Aluminiumlegierungen, Ni­ ckel, Edelstahlpulver), organischen Bindern und Zusätzen beschichtet. Bei der nach­ folgenden thermischen Entbinderung werden die Binder der Suspension sowie der PUR-Schaum thermisch zersetzt. Das verbliebene Metallpulverskelett wird gesintert. Der danach vorliegende Metallschaum hat je nach verwendetem PUR-Schaumsubstrat und Metallpulver eine mittlere Zellgröße von 0,4 bis 5 mm. Die Abb. 4.54 zeigt ein Bei­ spiel eines offenporigen, gesinterten Nickellegierungsschaumes. Durch weiteres Beschichten mit Bindern und Metallpulvern können in diesem Verfahren in weiteren Sintervorgängen zusätzlich definierte Legierungsschäume her­ gestellt werden.

60 | 4 Poröse Metalle und Metallschäume

Abb. 4.54: REM-Aufnahme von Struktur und Oberfläche der Metallstege eines offenporigen Nickellegierungsschaumes. Quelle: Fraunhofer IFAM Dresden

5 Eigenschaften und Struktur Die mechanischen Eigenschaften werden durch die Struktur der zellularen Metalle beeinflusst. Die Struktur kann in drei Strukturebenen eingeteilt werden. Die Dich­ te eines zellularen Werkstoffes stellt beispielsweise eine makroskopische Kenngröße dar (Makrostruktur). Sie beschreibt das gesamte aus kleinen Zellen aufgebaute Bau­ teil. Die Zellwände und -stege bestehen aus einzelnen Körnern, dem Gefüge (Mikro­ struktur). Diese hierarchische Werkstoffstruktur kann in drei Ebenen eingeteilt wer­ den (Abb. 5.1).

Abb. 5.1: Einteilung der Strukturebenen. Quelle: Lange Vorlesung Metallschäume TU Ilmenau

Das Gefüge bestimmt in Abhängigkeit von Grundwerkstoff, Legierungselementen und Wärmebehandlung das Verhalten des Zellwandmaterials und damit schließlich auch das Verhalten der einzelnen Zellen und letztendlich des Metallschaumes. Es ist ge­ kennzeichnet durch Korngröße, auftretende Phasen und Phasenanteile sowie durch deren Form und Verteilung. Bei den pulvermetallurgisch hergestellten porösen Me­ tallen spielt die Porenphase innerhalb des Zellwandmaterials eine wesentliche Rolle. Auch die Korngröße nimmt eine Sonderstellung ein, da sich bei geringen Wandstär­ ken Körner nicht selten über die gesamte Zellwanddicke erstrecken und dadurch der Einfluss einzelner Körner und Korngrenzen auf die mechanischen Eigenschaften sol­ cher Zellwände sehr groß wird. Folglich können die Kennwerte und Eigenschaften des Zellwandwerkstoffs von denen des kompakten Werkstoffes abweichen [151]. https://doi.org/10.1515/9783110681758-005

62 | 5 Eigenschaften und Struktur

In der Mesostruktur wird die Länge einer Zellgröße als Maßstab festgelegt. Wichti­ ge Parameter sind hier die Gestalt, Geometrie, Form, Größe und Anordnung der Poren und der metallischen Zellstege, -kanten und -wände sowie die lokale Werkstoffvertei­ lung (d. h. Zellwanddicke, Materialanhäufungen in Knoten oder Kanten). Für die Beschreibung der mechanischen Eigenschaften werden die zellularen Me­ talle makroskopisch als Kontinuum betrachtet, d. h., die Zellgröße des Schaumes ist deutlich größer als die Skala der Makrostruktur [151]. Diese Betrachtungsweise hat al­ lerdings den Nachteil, das lokale Effekte und Einflüsse nicht erfasst werden. Die Dich­ te ist eine charakteristische Größe zur Beurteilung metallischer Schäume bzw. porö­ ser Metalle. Bei der makroskopischen Betrachtung wurde in der Literatur die mittlere Dichte ρ∗ eingeführt. Die mittlere Dichte beschreibt das Verhältnis von Masse zu Vo­ lumen. Das Volumen wird hierfür aus der Abmessung des gesamten Schaumbauteils ermittelt. Die Beschreibung der Kennwerte in der Makrostruktur ermöglicht einen Ver­ gleich mit den entsprechenden Monomaterialien. Die Kristallstruktur, der thermische Ausdehnungskoeffizient sowie die Schmelz­ temperatur werden durch die zellulare Struktur nicht beeinflusst. Sie bleiben über den ganzen Dichtebereich konstant. Eigenschaften wie die Festigkeit und Steifigkeit hin­ gegen hängen stark von der Porosität und der Zellstruktur ab. Pippan [142] gibt eine Liste der wichtigsten Einflussparameter in der Reihenfolge ihrer Wirkungsstärke auf die Eigenschaften an: 1. spezifische Eigenschaften des Zellwandmaterials 2. relative Dichte 3. Art der Struktur (offen-/geschlossenzellig) 4. ungleichmäßige Materialverteilung oder Gradienten der Materialverteilung 5. die Materialverteilung innerhalb der Zellen bei geschlossenzelligen Materialien 6. Bezüglich der Anteile in Zellkanten, -ecken und -wänden. 7. Zellgröße und Größenverteilung 8. Form der Zellen 9. Nachbarschaftsverhältnisse 10. Defekte, wie gekrümmte oder gebrochene Zellwände Der bisherige fehlende bzw. zu geringe industrielle Einsatz zellularer Metalle liegt zum großen Teil an den im Vergleich zu den Monomaterialien geringen mechanischen ab­ soluten Festigkeiten. Wenn es zukünftig gelingt, die Dichten beizubehalten oder sogar noch zu reduzieren und gleichzeitig die Festigkeiten zu steigern, müsste sich das Ein­ satzpotenzial der metallischen Schäume stark erweitern. Die Abb. 5.2 zeigt den Zusam­ menhang von Festigkeit und Dichte nach Ashby. Dabei ist bei den Grundwerkstoffen wie auch bei den Legierungen zu beobachten, dass offensichtlich mit steigender Dich­ te eines Werkstoffes eine höhere Festigkeit erreicht werden kann. Dieser Trend ist nicht nur auf Metalle beschränkt, wie beispielsweise Ashby in Abb. 5.2 zeigt. Aus dieser Ein­ sicht leitet sich ein Widerspruch zu den Anforderungen im konstruktiven Leichtbau

5.1 Dichte | 63

Abb. 5.2: Festigkeit verschiedener Werkstoffe in Abhängigkeit ihrer Massendichte. Mit zunehmender Dichte steigt tendenziell auch die Festigkeit der Werkstoffe. /Quelle: CES Edu Pack, Granta Design

ab: Eine Energieeinsparung über die Substitution von zurzeit verwendeten Werkstof­ fen durch leichtere geht automatisch mit einem Verlust an Festigkeit einher [119]. In der Konstruktion bedeutet die Verwendung leichterer Materialien, d. h. eine rei­ ne Materialsubstitution, entweder eine Querschnittsvergrößerung – gleichzeitig be­ deutet das einen Massezuwachs – oder es müssen konstruktive Alternativlösungen bei gleichbleibenden mechanischen Anforderungen berücksichtigt werden. Diese Situa­ tion erfordert die Entwicklung von hochfesten und -steifen sowie gleichzeitig leichten Werkstoffen. Dieses Dilemma schränkt die Verwendung und Verbreitung der metalli­ schen Schäume heute noch stark ein. Lösungsmöglichkeiten werden hierzu in Kapi­ tel 6 aufgezeigt.

5.1 Dichte Primäres und charakteristisches Kriterium für die Beschreibung der Eigenschaften ei­ nes Aluminiumschaumes ist dessen Dichte. Von der Schaumdichte ρ f und der Dichte

64 | 5 Eigenschaften und Struktur

des Massivwerkstoffes ρS kann mittels der Gleichung P =1−

ρf ρS

(5.1)

auf die Porosität P geschlossen werden. Die Porosität P gibt den Anteil des Porenvolu­ mens am Gesamtvolumen an. Dabei ist die Masse des die Poren füllenden Gases auf­ grund ihres geringen Anteils an der Gesamtmasse vernachlässigbar [109]. Aufgrund dessen besitzt die Gleichung 5.1 sowohl für geschlossenporige wie auch für offenpo­ rige Aluminiumschäume Gültigkeit [26]. Der Quotient ρf /ρS wird in der Literatur als relative Dichte ρrel bezeichnet. Theoretisch ließe sich die Dichte eines Schaumes zwischen null und der Dichte des Matrixmaterials ρS einstellen, wodurch klar wird, warum die metallischen Schäu­ me seit geraumer Zeit zu den porösen Metallen gezählt werden. Die technologischen Merkmale der Herstellungsverfahren schränken den Bereich der minimalen Dichte jedoch ein [26, 109]. Daher liegt die kleinste relative Dichte (ρrel = ρf /ρS ) eines dicht mit kugelförmigen Poren einer Porengrößenfraktion gepack­ ten Schaumes bei 26 % (Gleichung 5.2). ρf π = ≈ 0,26 d. h. 26 % ρ S 3 ⋅ 2 12

(5.2)

Obwohl die relative Dichte theoretisch bis zum Wert eins einstellbar ist, wird durch die schaumspezifischen Eigenschaften der theoretische Wert der Dichte in der Praxis nicht erreicht. Typische Bereiche für die relative Dichte sind in Abb. 5.3 für drei aus­ gewählte Schäume exemplarisch dargestellt [109].

Abb. 5.3: Dichtebereiche ausgewählter Aluminiumschaume nach [25, 109]

5.1 Dichte | 65

Die Dichte beeinflusst weitere Eigenschaften, wie z. B. die Porenmorphologie, den E-Modul, den Gleitmodul und die Festigkeit. Die Porosität bzw. die relative Dichte, unabhängig von ihrer Ausprägung, hat da­ bei einen maßgeblichen Einfluss auf die Werkstoffeigenschaften. Die Abb. 5.4 zeigt schematisch diesen Einfluss auf die ausgewählten Eigenschaften Korrosionsrate, me­ chanische Eigenschaften, elektrischer Widerstand, Permeabilität und Wärmeleitfä­ higkeit [149]. Strukturanisotropie und die Differenzierung in offene bzw. geschlossene Porosität bzw. Schäume werden in Abb. 5.4 vernachlässigt. Allgemeingültige Bezie­ hungen der Werkstoffeigenschaften als Funktion der Porosität wurden u. a. von Gibb­ son und Ashby entwickelt [75].

Abb. 5.4: Änderung von Eigenschaften mit zunehmender relativer Werkstoffdichte bzw. mit abneh­ mender Werkstoffporosität. Quelle: [149]

Der E-Modul der metallischen Schäume ist sowohl werkstoff- wie auch strukturbe­ stimmt. Aus diesem Grund ist eine Gleichsetzung des E-Moduls von zellularen und massiven Werkstoffen nur eingeschränkt sinnvoll. Eine Erklärung hierzu kann Abb. 5.5 geben. Hierin ist deutlich der Vergleich von E-Modulen kommerziell erhältlicher Alu­ miniumschäume bezogen auf die relative Dichte (ρrel = ρf /ρS ) dargestellt. Um einen Vergleich der Aluminiumschäume mit kompaktem Aluminium zu er­ möglichen, sind in Abb. 5.5 drei Geraden (n = 1 bis 3) eingezeichnet. Für n = 1 zeigen die Schäume das gleiche Verhalten wie das kompakte Aluminium, oberhalb zeigen sie in den Werten bessere, unterhalb schlechtere Ergebnisse.

66 | 5 Eigenschaften und Struktur

Abb. 5.5: E-Modul von kommerziellen Aluminiumschäumen in Bezug zur relativen Dichte. Quelle in der Abbildung

5.2 E-Modul und Steifigkeit Gibson und Ashby entwickelten einfache Modelle für das mechanischer Verhalten zellularer Metalle [75]. In diesen Modellen ist die globale Dichte der zentrale Para­ meter. Die Festigkeit und die Steifigkeit eines metallischen Schaumes können nach Gibson und Ashby in erster Näherung wie folgt beschrieben werden (Gleichungen 5.3 und 5.4) [75]: 3

3

2 σ pl = R p,Matrix ⋅ 0,3 ⋅ ϕ 2 ⋅ ρ rel + (1 − ϕ) ⋅ ρ rel

2

Ef = ES ⋅ ϕ ⋅

ρ 2rel

+ (1 − ϕ) ⋅ ρ rel

(5.3) (5.4)

mit σ pl Plateauspannung im Spannungs-Stauchungskurve [MPa] R p,Matrix Streckgrenze Matrixmaterial [MPa] ϕ Materialverteilung in den Zellwänden [–] oder auch Masseverteilungsbeiwert ρ rel Relative Dichte des Schaumes [–] E S E-Modul Matrixmaterial eines Schaumes E f E-Modul Schaum Die Formeln wurden aus der Analyse des Verformungsversagens einfacher kubischer Modellstrukturen entwickelt. In [34] ist ebenfalls ein Polynom zweiter Ordnung zur Berechnung des E-Moduls angegeben (Gleichung 5.5). E f = C0 ⋅ E S ⋅ [C2 ⋅ (Φ ⋅

ρf 2 ρf ) + C1 ⋅ ] ρS ρS

(5.5)

Hierbei ist C0 eine zwischen den Grenzen variierende und für Aluminiumschäu­ me charakteristische Größe. Den Einfluss der Masseverteilung innerhalb der Schaum­

5.2 E-Modul und Steifigkeit

|

67

struktur spiegeln die Konstanten C1 und C2 wider. Die Konstanten der Funktion sind in Tab. 5.1 angegeben [25, 26]. Tab. 5.1: Konstanten der Gleichung 5.5 [25, 26] Konstante

Offenporiger Schaum

Geschlossenporiger Schaum

C0 C1 C2

0,5–1 0 1

0,5–1 0,3 0,5

Im Gegensatz zu Monomaterialien ist die experimentelle Bestimmung des E-Moduls aus dem Anstieg der Gerade im Spannungs-Dehnungsdiagramm schwer zu ermitteln. Der E-Modul wird im Druckversuch ermittelt. Dabei sind bei sehr kleinen Lasten bzw. Drücken schon plastischen Deformationen möglich. Diese plastischen Deformationen entstehen durch Heterogenitäten der Porenstruktur und weitere Porendefekte. Seit einigen Jahren existiert der genormte Druckversuch an zellularen Metallen nach DIN 50134. Hierin gibt die Steigung m eine strukturabhängige Steifigkeit an und dient als Vergleichswert (Abb. 5.6). Obwohl die Steigung m kein Modul des Werkstoffs ist, wird er zunehmend in der Literatur als E-Modul der entsprechenden zellularen Metalle verwendet. Die Steigung der quasi elastischen Geraden wird durch eine Span­ nungszwischenentlastung von R70 auf R20 ermittelt. R70 und R20 entsprechen 70 bzw. 20 % der Plateauspannung Rplt .

Abb. 5.6: Spannungs-Stauchungsdiagramm zur Bestimmung der Kennwerte aus einem Druckver­ such nach DIN 50134

68 | 5 Eigenschaften und Struktur

Des Weiteren wurde in [34] und [23] eine Exponentialfunktion zur Bestimmung der Eigenschaften entwickelt und angewandt (Gleichungen 5.6 und 5.7). Pf ρf n ∼ C1 ( ) PS ρS ρf n ρf Pf ∼ C1 φ n ( ) + C2 (1 − φ) ( ) PS ρS ρS

(offenzellig)

(5.6)

(geschlossenzellig)

(5.7)

mit: P f Kennwert/Eigenschaft des zellularen Werkstoffs (P für Property) ρ f Dichte des zellularen Werkstoffs P S Kennwert/Eigenschaft des Monomaterials ρ S Dichte des Monomaterials C1 ; C2 ; n Konstanten (nach Literatur häufig n = 2) φ Parameter zur Beschreibung des Materialanteils in den Zellecken Aluminiumschäume zeigen aufgrund ihrer zellularen Struktur und damit einherge­ hend mit der Massenseparation eine sehr gute spezifische Biegesteifigkeit und Biege­ festigkeit. Bei dem Vergleich einer senkrecht belasteten Kreisplatte aus Aluminium­ blech und einer Schaumplatte gleicher Masse unter Biegebeanspruchung besitzt der Aluminiumschaum eine deutlich höhere Dicke. Das bewirkt direkt eine Erhöhung der Biegesteifigkeit B (Gleichung 5.8): B=

Eh3 12(1 − v2 )

(5.8)

mit E: E-Modul, h: Höhe der Probe, v: Querkontraktionszahl. Mit der Masse m = const. gilt weiter auch h ∝ 1ρ (ρ: Dichte) und daraus folgt: B∝

E ρ3

(5.9)

Diese Beziehung liefert einen charakteristischen Kennwert zum Vergleich des Leichtbaupotenzials von massivem Metall und Metallschaum. Ashby hat für die Bal­ 3 √ √ kenbiegung ρE und für die Plattenbiegung ρE in [23] angegeben. Für den Fall der Balkenbiegung besitzen Schäume den gleichen Indexwert wie das Massivmaterial, d. h., es lassen sich mit gleicher Masse gleiche Biegesteifigkeiten erzielen. Bei der Plattenbiegung hingegen zeigt die Schaumplatte bei gleicher Masse den höheren Indexwert, d. h., bei gleicher Masse kann eine höhere Steifigkeit erreicht werden. Demzufolge erweist sich der Einsatz von reinem Metallschaum zur Erhöhung der Biegesteifigkeit insbesondere bei flächigen Paneelen als sinnvoll. Bei einer Kombi­ nation des Metallschaumes mit massiven Deckschichten zur Aufnahme von auftreten­ den Zug- und Druckkräften lassen sich gegenüber herkömmlichen Wabenstrukturen in beiden Fällen bei niedrigem Gewicht Sandwichstrukturen mit hoher Steifigkeit als Alternative herstellen [23, 26, 86].

5.2 E-Modul und Steifigkeit

|

69

Zur Charakterisierung der Druckeigenschaften von Aluminiumschaumstrukturen wird i. d. R. die Druckfestigkeit bzw. die Plateauspannung nach Gleichung 5.3 heran­ gezogen. Bei näherer Betrachtung der Gleichung fällt auf, dass die Druckfestigkeit der Schäume primär von zwei Größen abhängt: der Festigkeit des Matrixmaterials und der relativen Dichte des Schaumes. Des Weiteren setzt sich die Druckfestigkeit des Schaumes aus zwei Beträgen zusammen: aus einem Term, der die Verformung eines offenzelligen Schaumes durch Biegung von aufeinander senkrecht stehenden Zellste­ gen beschreibt, und einem zweiten Term, der die zusätzliche Verformungsarbeit in einem geschlossenzelligen Schaum durch das Strecken der Zellwände zwischen den Stegen einbringt. Der strukturabhängige Faktor ɸ(F), der Masseverteilungsbeiwert, beschreibt die Materialverteilung zwischen den Stegen und Zellwänden und gewich­ tet den Einfluss dieser beiden Faktoren für jeden Schaumtyp (siehe hierzu auch Glei­ chung 5.8) [86]. Die Abb. 5.7 zeigt eine Übersicht der E-Module kommerzieller Aluminiumschäume über ihre Dichten. Diese von Ashby entwickelten Diagramme sollten einen Überblick über die vielfältigen Schäume bieten und auch als Hilfestellung für Konstrukteure zur Auswahl eines geeigneten Materials fungieren [23].

Abb. 5.7: E-Modulkennwerte verschiedener Aluminiumschäume in Abhängigkeit der Dichte. Quelle: [23]

70 | 5 Eigenschaften und Struktur

5.3 Struktur poröser Metalle Metallschäume definierten sich in den 1980er-Jahren als Untergruppe der zellularen Werkstoffe durch einen hohen Anteil von Gasblasen am Gesamtvolumen. Diese Gas­ blasen werden von Zellstegen und im Fall der geschlossenporigen Metallschäume von Zellwänden umschlossen, in denen sich der metallische Anteil am Gesamtvolumen konzentriert. In der Realität ist, abhängig vom Herstellungsverfahren, eine Inhomogenität der Porengrößen festzustellen. Um aber eine modellhafte Beschreibung der zellularen Me­ tallschaumstrukturen zu ermöglichen, wird ein regelmäßiger Aufbau identischer Zel­ len bzw. Poren angenommen. Eine heutzutage immer noch andauernde Lücke in der Forschung sind die reali­ tätsnahe Simulation von Metallschäumen und deren Verformungsmodelle. Nachfol­ gend werden einige der häufig veröffentlichten Modelle kurz beschrieben. Die Modelle versuchen jeweils eine Einheitszelle zu beschreiben, mit der dann der Schaum bzw. die poröse Struktur aufgebaut werden soll (siehe Kapitel 7 Literatur- und Bücherver­ zeichnis).

5.3.1 Kubisches Zellmodell nach Gibson und Ashby Erste einfache Modellvorstellungen finden ihren Ursprung in den Arbeiten von Gib­ son und Ashby [75], in denen die zellulare Schaumstruktur anhand eines kubischen Modells angenähert wird (Abb. 5.8) [26].

Abb. 5.8: Kubisches Zellmodell nach Gibson und Ashby (links); Verformung der kubischen Zelle unter Druckbeanspruchung (rechts). Quelle: [75]

In diesem Modell werden die elastischen und plastischen Eigenschaften des Schau­ mes auf die Matrixeigenschaften, die relative Dichte und die Masseverteilung in den

5.3 Struktur poröser Metalle | 71

Zellen zurückgeführt. Gibson und Ashby idealisieren den Schaum als eine kubische Anordnung von massiven Stegen mit quadratischem Querschnitt der Breite te , in de­ nen sich quadratische Platten der Dicke tf befinden [25, 26]. Die Zelle mit einer Kantenlänge L wird durch einen Rahmen von Zellstegen mit ei­ ner Stegbreite te umschlossen. Zu den Nachbarzellen bestehen Verknüpfungen an den Knotenpunkten. Über diese Verknüpfungen erfolgt die Übertragung der äußeren Las­ ten. Bei diesem einfachen Modell ist die Belastungssituation eines Zellsteges durch ei­ ne mittig eingeleitete Punktlast auf einen beidseitig gelagerten Balken definiert, wor­ aus sich eine Dreipunktbiegung des Zellsteges als dominanter Verformungsmechanis­ mus ableiten lässt (siehe Abb. 5.8) [25, 26]. Der Materialanteil (Masseverteilung) bei offenporigen Schäumen konzentriert sich auf die Zellstege, bei geschlossenporigen Schäumen sind auch die Flächen zwi­ schen den Stegen durch eine dünne Membran mit einer Wandstärke tf mit Material gefüllt. Zur einfachen Unterscheidung zwischen offen- und geschlossenporigen Me­ tallschäumen führten Gibson und Ashby einen Parameter, den Masseverteilungsbei­ wert, ein [75]: ϕ=

t2e (t2e

+ t f ⋅ L)

(Parameter in Abb. 5.6 erklärt)

(5.10)

Durch den Quotienten in Gleichung 5.10 wird die Masseverteilung zwischen den Zellstegen und Zellwänden beschrieben. Für Φ = 1 liegt eine vollständig offenporige, für 0 < Φ < 1 eine geschlossenporige Struktur vor.

5.3.2 Porenmodell von Menges und Knipschild Eine weitere Möglichkeit, sich an das reale Verhalten der Metallschäume anzunähern, ist die Modellierung in Form eines pentagonalen Dodekaeders (Abb. 5.9). Diese Geo­ metrie wurde 1965 und 1995 in Schäumen mit sehr geringer Dichte beobachtet [26, 126]. Mendes und Knipschild beschreiben die Geometrie der Pore möglichst exakt, le­ gen sich aber bei der Zellwanddicke und Knotendicke ihres Modells durch eine Fakto­ risierung mit der Stegdicke s fest [26, 91]. Aus der Berechnung des Volumenanteils des Grundmaterials lasst sich mittels Di­ vision durch das Volumen eines Dodekaeders V = 7,6631 ⋅ l3 die relative Dichte ρ/ρS eines offenporigen Schaumes mit (Gleichung 5.11) s 2 s 3 ρ = 0,5611 ⋅ ( ) + 0,0783 ⋅ ( ) ρs l l

(5.11)

(mit l = Steglänge) berechnen [91]. Für geschlossenporige Schäume gilt (Gleichung 5.12): ρ s 2 s s 3 = 1,3467 ⋅ ( ) + 0,5611 ⋅ ( ) + 0,0783 ⋅ ( ) ρs l l l

(5.12)

72 | 5 Eigenschaften und Struktur

Abb. 5.9: Pentagonales Dodekaeder nach Menges und Knipschild [126]

Die dargestellten und andere Porenmodelle dienen der Zuweisung der mechanischen Eigenschaften zur Dichte des Aluminiumschaumes. Werden hierzu stark vereinfachte Porenmodelle genutzt, so führt dies zu einer ungenauen Zuweisung der Eigenschaften im Modell und zu ungenauen Simulationsergebnissen. Menges und Knipschild wie auch Ko [100] und Zhang [184] (siehe auch [25]) orientieren sich bei der Berechnung der relativen Dichte an der realen Struktur eines Schaumes, sie benutzen jedoch in ihrer Berechnung starke Vereinfachungen. Werden darüber hinaus die mechanischen Eigenschaften auf Basis des Porenmodells berechnet, wird das Modell zusätzlich auf die untersuchte Porengeometrie beschränkt.

5.3.3 Darstellung realer Schäume Alle in dieser Arbeit und in der Literatur beschriebenen Verfahren zur Modellierung des mechanischen Verhaltens metallischer Schaumwerkstoffe können die komplexe Struktur eines realen Schaumes nur näherungsweise abbilden. Jeder einzelne der Mo­ dellierungsansätze legt Schwerpunkte hinsichtlich der Berücksichtigung bestimmter struktureller Kennzeichen und vernachlässigt auf der anderen Seite andere Details durch vereinfachende Modellannahmen, ohne die eine Berechnung nicht möglich wä­ re [137]. Heutzutage bietet sich zur Darstellung metallischer Schäume die hochauflösende Computertomografie an. Die Computertomografie zur Analytik poröser Metalle ge­ winnt immer mehr an Bedeutung und bedarf eigentlich einer gesonderten Betrach­ tung, es gehört aber der Vollständigkeit halber auch in Ansätzen in diese Arbeit. Die hochauflösende Computertomografie dient durch ihre Weiterentwicklungen in den letzten zehn bis 20 Jahren als Werkzeug zur zerstörungsfreien Bestimmung me­ tallografischer Schaumkenngrößen wie der Dichteverteilung. In den Arbeiten von Il­ lerhaus [94] und von Maire [120] zeigte sich bereits früh das Potenzial der Computer­ tomografie. Ein Vorteil der Computertomografie liegt in der zerstörungsfreien dreidimensio­ nalen Bilderstellung, auch während der Schaumverformung. Andere Verfahren kön­

5.4 Festigkeit | 73

nen lediglich 2-D-Verformungen an der Probenoberfläche erfassen, beispielsweise die konfokale Mikroskopie [137]. Mithilfe der 3-D-Computertomografie sollen die zur Er­ mittlung und Charakterisierung der mechanischen Kennwerte notwendige Informa­ tionen über – die globale Dichte der gesamten Probe, – die Verteilungsfunktion der relativen Dichte über das Probenvolumen, – die Zellgrößenverteilungsfunktion und – die Zellstegdickenverteilung ermittelt werden. Insbesondere für mesoskopische Simulationen ist die Information über die Struktur von Bauteilen essenziell. Bauteile oder Formen, die mithilfe der Computertomografie digitalisiert wurden, lassen sich in unterschiedlichste Formate exportieren. Damit können die Daten nicht nur für Simulationen, sondern auch in vielen gängigen technischen CAD- und Zeichenprogrammen (Inventor, SolidWorks, ProEngineer etc.) verwendet werden.

5.4 Festigkeit Die Festigkeit ist ein Maß für die Belastung, bei der ein Metall plastisch zu fließen be­ ginnt. Bei Aluminiumschäumen ist es schwierig, den Übergang von elastischem zu plastischem Verhalten mit einer Dehngrenze RP zu beschreiben, da schon bei sehr kleinen Lasten plastische Deformationen auftreten. Daher wird häufig für Druckbe­ lastungen nur das Spannungsmaximum vor dem Auftreten des Plateaus oder die Pla­ teauspannung angegeben [86]. In den meisten Anwendungen werden Metallschäume aufgrund ihrer strukturel­ len Besonderheit auf Druck belastet. Zu Beginn der Belastung bzw. der Verformung tritt ein nahezu linear elastischer Anstieg auf, bei dem sich die Struktur homogen elastisch verformt. Dies geschieht durch Biegung der Zellstege (bei offenen Poren bzw. Strukturen) und Streckung der Zellwände (bei geschlossenen Poren) [27, 75]. Nach Er­ reichen der Druckfestigkeit σ C kommt es zu einem sukzessiven Versagen der Zellen in Form von Versagensbändern [161]. Die Dichte in diesen Bändern steigt an, bis die weitere plastische Verformung von einem anderen Bereich der Probe übernommen wird. Dieses Versagensverhalten führt zu einer starken Stauchung bzw. Energieauf­ nahme bei nahezu unveränderter Druckspannung. Die Höhe dieser Spannung wird als Plateauspannung bezeichnet (siehe hierzu auch Abschn. 4.1.1). Die Plateauspan­ nung lässt sich über die Dichte des Schaumes variieren, wobei sich auch die Plateau­ länge verändert. Eine höhere Plateauspannung führt i. d. R. auch zu einer Verkürzung des Spannungsplateaus. Sind keine unverformten Bereiche mehr vorhanden, ist die Verdichtungsstauchung εD erreicht. Die Zellstege bzw. Zellwände beginnen sich zu berühren, und es kommt zu einem starken Anstieg der Druckspannung bei weiterer Verformung [75, 86].

74 | 5 Eigenschaften und Struktur

Soweit die Theorie. In der Realität zeigen nur Schäume mit sehr geringer Dichte ein eindeutiges Spannungsplateau. Bei höheren Dichten spielen nach Ashby [23] die in geschlossenzelligen Schäumen auftretenden Zugspannungen in den Zellwänden ei­ ne zunehmende Rolle. Dies zeigt sich in einem stetigen Ansteigen der Druckspannung mit zunehmender Stauchung. Das Spannungsplateau steigt mit zunehmender Dichte an [23].

5.5 Festigkeitssteigerung durch Beschichtung Um die Funktionalität von Metallschäumen, insbesondere bei offenporigen Schäu­ men mit einer großen inneren Oberfläche, zu erhöhen, sind Beschichtungen von gro­ ßem Interesse [96]. Aktuelle Anwendungen und Entwicklungen von Metallschäumen, beispielsweise als Katalysator- oder Filterelement, fördern die Entwicklung von Be­ schichtungsprozessen. Auch zur Erhöhung der mechanischen Eigenschaften gewin­ nen die Beschichtungen von offenporigen Schäumen zunehmend an Bedeutung. Der offenporige Metallschaum wird zum Beschichten in eine flüssige Dispersion mit fei­ nen Metallpartikeln getaucht, getrocknet und anschließend gesintert [153]. Des Weite­ ren können diese Strukturen auch durch thermische Spritzverfahren (Hochgeschwin­ digkeitsflammspritzen, HVOF) beschichtet werden, wobei hier nur sehr dünne offen­ porige Schaumstrukturen infrage kommen. Hierbei kann eine inhomogene Schicht­ dicke in Abhängigkeit der Porengröße beobachtet werden. Auch Gasphasenabschei­ dung, z. B. CVD, eignet sich für die Beschichtung von Metallschäumen. Katalysatoren für Brennstoffzellen werden durch Elektrodeposition auf sehr dünnen, nur ca. 1 mm dicken Nickelschäumen abgeschieden. Hierbei werden nur weniger als 1 μm dicke, nicht vollständig deckende, poröse Schichten erzeugt [96, 181]. Eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften wurde in der Vergangenheit durch das Hot-Dip-Coating [14, Patent] versucht. Hierbei wurde ein offenporiger Me­ tallschaum in eine Schmelze eines anderen Metalls mit niedriger Schmelztemperatur als der des Metallschaumes eingetaucht [96]. Nach Jung [96] können mittels Gasphasenabscheidungen und Elektrodepositi­ on heute nanokristalline metallische Beschichtungen auf 4 mm dünnen Alumini­ umschäumen hergestellt werden. Durch eine Ni-W-Legierung ist es so möglich, die mechanischen Eigenschaften zu verbessern [52]. Allerdings konnten hier die Verbes­ serungen der mechanischen Eigenschaften durch die Massezunahme erreicht werden, nicht durch eine Verbesserung der spezifischen Eigenschaften. Die Abb. 5.10 zeigt einen 12,7 mm dicken offenporigen Aluminiumschaum mit ei­ ner nanokristallinen Nickelbeschichtung, bei denen eine Verbesserung der mechani­ schen Eigenschaften (Steifigkeit, Druckfestigkeit und Energieabsorption) nachgewie­ sen werden konnte [55]. Die Beschichtung von offenporigen Aluminiumschäumen mittels Elektrodepositi­ on erfolgt i. d. R. nach den drei Schritten, wie sie in Abb. 5.11 dargestellt sind. Um eine

5.5 Festigkeitssteigerung durch Beschichtung |

75

Abb. 5.10: Beschichteter Metallschaum mit deutlich zu erkennender inhomogenen Schichtdickenverteilung. Quellen: [55, 96]

Abb. 5.11: Schematischer Schichtaufbau bei einer Beschichtung von Aluminiumschäumen (oben) und Fotos der drei Stadien der Schäume bis zum Metall/Al-Hybridschaum (unten). Quelle: [96]

Beschichtung mit guter Qualität und Haltbarkeit zu gewährleisten, müssen bei Alumi­ niumschaum bzw. Aluminium und seinen Legierungen, die elektrochemische Span­ nungsreihe und die Sauerstoffaffinität berücksichtigt werden. Unterschiede im Atom­ radius, im Kristallgitter und den thermischen Ausdehnungskoeffizienten zwischen der Aluminiumlegierung und dem Beschichtungsmetall erfordern das Aufbringen zu­ sätzlicher metallischer Zwischenschichten [141]. Die notwendigen Zwischenschichten haben die Aufgaben, die Haftung der Beschichtung auf Dauer zu gewährleisten und ein Ab- bzw. Auflösen des Aluminiums in sauren und basischen galvanischen Bädern zu verhindern. Für das Metallisieren von Aluminium, auch Aluminiumschaum, muss daher die folgende Reihenfolge mit einer Abstufung der thermischen Ausdehnungs­ koeffizienten beim Aufbringen der Schichten beachtet werden: Aluminium → Zink/ Zinn → Kupfer → Nickel (siehe auch Abb. 5.11).

76 | 5 Eigenschaften und Struktur

5.5.1 Nanokristalline Werkstoffe Nanokristalline Werkstoffe sind polykristalline Materialien, mit einer Kristallitgröße von 1 bis 100 nm. Sie besitzen eine Art atomare Mischstruktur zwischen der langreich­ weitigen Wechselwirkung von perfekten Kristallen und der kurzreichweitigen Wech­ selwirkung in Glas. Im Vergleich zu mikrokristallinen und ultrafeinkörnigen (UFG) Materialien weisen sie einen stark gestiegenen Anteil des Korngrenzvolumens, der amorphen Glasphase, auf [96]. Entsprechend Abb. 5.12, beschreibt Jung [96], trennen die Korngrenzen kohärente Kristalle mit unterschiedlicher Orientierung. Der Abstand der Kristalle entspricht der Dicke der Korngrenze und beträgt ca. 1 nm [133]. Durch die schlechte atomare Passung der Kristallite in den Grenzbereichen ist die Dichte in der Glasphase auf ca. 70 % der Dichte der ungestörten Kristallite herabgesetzt [73, 74]. Dieser Dichteunterschied ist in erster Linie für die veränderten Materialeigenschaften nanostrukturierter Materialen verantwortlich. Die Eigenschaften nanokristalliner Werkstoffe hängen von den Fehlern bzw. De­ fekten in den Korngrenzen und den sogenannten Triple Junctions ab. Triple Junctions sind die Bereiche, in denen mehrere Körner (meist drei) unterschiedlicher kristallo­ grafischer Orientierungen aufeinandertreffen. Der Anteil der amorphen Korngrenzen steigt von 0,3 % bei einer Korngröße von 1 μm bis auf 40 % bei 20 nm und über 50 % für Körnergrößen kleiner 5 nm an [73]. Die physikalischen, chemischen und mecha­ nischen Eigenschaften sind für einen Bereich zwischen 1 und 1000 nm abhängig von der Korngröße des Materials. Es ist daher möglich, die Eigenschaften eines polykris­ tallinen Materials gezielt durch die Einstellung seiner Korngröße zu steuern [96].

Abb. 5.12: Größenskala der Werkstoffe und schematisches Nanogefüge. Quelle: [96]

6 Forschungs- und Entwicklungsansätze Obwohl die guten Eigenschaften der Metallschäume bzw. porösen Metalle bekannt sind, ist eine großflächige Umsetzung in unterschiedlichsten Anwendungsgebieten bis heute immer noch nicht gelungen. Vor allem die mangelnden Festigkeiten, ver­ glichen mit den entsprechenden Monomaterialien, die porösen und teilweise makro­ skopisch stark strukturierten Oberflächen sowie fehlende lokale und flächige Fügeme­ thoden haben bisher die breite Anwendung dieser Materialklasse stark eingeschränkt. In den letzten Jahren kristallisierten sich zwei wesentliche Forschungsfelder im Bereich der Metallschäume heraus. Zum einen wird bei geschlossenporigen Schäu­ men eine regelmäßigere und homogene Struktur angestrebt. Diese Strukturen erleich­ tern bzw. ermöglichen erst die Berechenbarkeit der Aluminiumschäume, wodurch das Anwendungsfeld stark vergrößert werden kann. Zusätzlich eröffnen sich neue Möglichkeiten in der Qualitätsprüfung und Kennwertermittlung der regel-mäßigen Schaumstrukturen. Eine Tendenz in diese Richtung wurde mit der Entwicklung von Hohlkugelstrukturen (siehe hierzu auch Abschn. 4.2.6) aufgezeigt. Zum anderen steht die Erhöhung der mechanischen Eigenschaften im Vordergrund, womit vor allem die Anwendung als Strukturwerkstoff ermöglicht wird. Ausgehend von den Entwicklungen der Metal-Matrix-Composites (MMC), insbe­ sondere der Aluminium-Matrix-Composites (AMC), können zur Erhöhung der Festig­ keiten (Zug-, Druck-, Biege- und auch Verschleißfestigkeit) und der Steifigkeiten bei den metallischen Schäumen auch Partikel, Fasern oder Whisker, Platelets und Carbon Nanotubes eingesetzt werden. Eine Übersicht über die möglichen Verstärkungsmate­ rialien findet sich u. a. in [54, 108, 135]. Nach Ondracek [139, 140] sind Verbundwerkstoffe „mehrphasig (heterogen), min­ destens zweiphasig und makroskopisch homogen (mikroskopisch quasihomogen). Ihre Bestandteile – oder Phasen – gehören in der Regel nicht einer einzigen Werk­ stoffhauptgruppe an. Sie können Kombinationen aus metallischen und keramischen, keramischen und polymeren (nichtmetallhaltigen), polymeren (nichtmetallhaltigen) und metallischen Bestandteilen (oder Phasen) sein oder auch metallische und kera­ mische und nichtmetallhaltige Bestandteile (oder Phasen) enthalten. Makroskopisch inhomogene Verbunde von Bestandteilen oder Phasen, die verschiedenen Werkstoff­ gruppen angehören, sind daher keine Verbundwerkstoffe, sondern Stoffverbunde.“ Die Eigenschaften mehrphasiger Werkstoffe (Verbundwerkstoffe), zu denen dann auch beispielsweise mit Partikeln oder Fasern verstärkte Metallschäume nach Ondracek zählen, hängen in starkem Maße von den Eigenschaften ihrer Phasen bzw. Kom­ ponenten, deren Geometrie, der Konzentration und der geometrischen Anordnung im Gefüge des Werkstoffes ab. Des Weiteren wird die Grenzflächenfestigkeit durch die An­ bindung der Matrix an die Verstärkungsphase bzw. an Partikel oder Fasern definiert und hängt im Wesentlichen von den zwei Mechanismen der chemischen und der me­ chanischen Bindung ab [57, 58, 158]. https://doi.org/10.1515/9783110681758-006

78 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Eine chemische Bindung zwischen Matrix und Verstärkungskomponente kann durch eine chemische Reaktion an der Grenzfläche geschaffen werden. Bevorzugt ge­ schieht diese Grenzflächenreaktion bei hohen Temperaturen, da hierbei die Reakti­ onskinetik beschleunigt ist. Neben der eigentlichen Reaktionskinetik hängt die Größe der sich bildenden Grenzflächenreaktionsprodukte auch von der Diffusion ab, da die­ se einen maßgeblichen Einfluss auf das Wachstum der Reaktionsprodukte hat. Somit ist die Ausbildung der Reaktionszone nicht nur temperatur-, sondern auch zeitabhän­ gig [36]. Die meisten Verstärkungskomponenten besitzen i. d. R. aufgrund ihres Herstel­ lungsverfahrens eine charakteristische Oberflächenrauheit. Beim Einbringen der Ver­ stärkungen (Partikel oder Faser) in eine Matrix ergibt sich eine gewisse Rauheit an der Faser-Matrix-Grenzfläche. Infolgedessen kann es zu einer mechanischen Verklamme­ rung der Matrix mit der Verstärkungsphase kommen. Bei faserverstärkten Verbund­ werkstoffen ist diese Art der mechanischen Bindung überwiegend in Faserrichtung wirksam [36]. Für kurzfaserverstärkte Aluminiumlegierungen wird nach Kurumlu [108] die Mi­ krostruktur (bisher für monolithische Werkstoffe) neben den Legierungsbestandtei­ len, der Korngröße und -orientierung, der Textur durch den Volumenanteil der Fasern, der Schlankheitsgrad (auch als Aspektverhältnis bezeichnet; Verhältnis von Faserlän­ ge L zu Faserdurchmesser D) der Fasern, die räumliche Ausrichtung der Fasern, die Art, Dichte und Morphologie der Teilchen in der Faser-Matrix-Grenzfläche, die Ver­ setzungen in der Matrix (erhöhte Versetzungsdichte nahe der Faser-Matrix-Grenzflä­ che) und die Mikrostruktur des Matrixmaterials bestimmt [108]. Die aufgezählten Pa­ rameter sind bei MMC von der Prozessführung abhängig. So kann durch eine geziel­ te Abkühlung nach einer Wärmebehandlung beispielsweise die Versetzungsdichte in dem Faser-Matrix-Grenzbereich beeinflusst werden. Bei Aluminiumschäumen ist die­ se Beeinflussung durch das Erreichen einer definierten Schaumstruktur, die häufig mit einer sehr schnellen Abkühlung einhergeht, in der Literatur bisher wenig disku­ tiert worden. Bei der Erstarrung stellen Kurzfasern Hindernisse für wachsende Körner dar. Da­ her ist die mittlere Korngröße des MMC kleiner als die mittlere Korngröße der ent­ sprechenden unverstärkten Legierung. Dieser Effekt wird nach Kurumlu mit zuneh­ mendem Faservolumen größer, da mehr kornwachstumshemmende Zweitphase vor­ liegt [72, 108]. In MMC-Werkstoffen ist die Bruchdehnung der Fasern geringer als die der duktilen Matrix, sodass sich nach ersten Faserrissen die Metallmatrix elastisch und plastisch verformt und das Versagensverhalten von den grenzflächengesteuerten sekundären Mikroprozessen bestimmt wird (z. B. Delamination in der Faser-Matrix-Grenzfläche, Einzelfaser- oder Bündel-Pullout, duktiles oder sprödes Matrixversagen). Bei der beispielsweisen Verwendung von Kohlenstofffasern wird in der Literatur beschrieben, dass die chemische Bindung – die Grenzflächenreaktivität – hier der vorherrschende Mechanismus ist, während bei der Verwendung beispielsweise einer

6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

| 79

Glasfaser die mechanische Bindung mit der Matrix hauptsächlich zum Tragen kommt. Die Grenzflächenreaktionen von Kohlenstofffasern in Al-Mg-Si (6xxx) Legierungen als MMC sind bekannt und ausreichend analysiert [97]. Um die Eigenschaften einzelner Carbon Nanotubes (CNT) bzw. Kohlenstoffnanofa­ sern in industriellen Anwendungen nutzen zu können, müssen diese in makroskopi­ sche Produkte eingearbeitet werden. Einer der entscheidenden Prozessschritte hierbei ist die Dispergierung und homogene Verteilung der CNT bzw. der Kohlenstoffnano­ fasern. Die Größe, die Struktur und der Herstellungsprozess von CNT bzw. Kohlen­ stoffnanofasern sorgen jedoch dafür, dass CNT bzw. Fasern/Nanofasern sehr stark ag­ glomerieren und nur schwer in Dispersion zu bringen sind [131]. Bei der Herstellung von Metallpulver-Kohlenstofffaser- bzw. Metallpulver-CNT-Mischungen ist demzufol­ ge die Agglomeration der Fasern bzw. CNT im Anlieferungszustand, im Pressling und nachfolgend auch im Metallschaum eine große Herausforderung. Aufgrund des hohen Aspektverhältnisses ist die Bildung einer Lösung im klas­ sischen Sinn nicht möglich, vielmehr bilden sich kolloidale oder disperse Systeme. Eine besonders gute Verstärkung im Matrixmaterial wird durch ein möglichst großes Aspektverhältnisses erzielt. Zur Deagglomeration werden die CNT nach der Anlieferung mit Ultraschallunter­ stützung dispergiert und anschließend getrocknet. In der Literatur werden folgende Möglichkeiten der Dispergierung beschrieben: Dispergierung in wässrigen Tensidlö­ sungen, Dispergierung in organischen Lösemitteln und Dispergierung durch Funktio­ nalisierung. Bei Kupfer-Verbundwerkstoffen mit 4 % CNT wurde durch eine Dispergierung der CNT die Zugfestigkeit merklich gesteigert [136]. Die Zugfestigkeit konnte in diesem Fall auf Rm = 265 MPa im Vergleich zu reinem Kupfer mit Rm = 210 MPa gesteigert wer­ den. Die Abb. 6.1 zeigt die beiden Spannungs-Dehnungskurven im Vergleich. Bemer­ kenswert ist hierbei auch, dass der Verbundwerkstoff Cu + CNT bei zunehmender Zug­

Abb. 6.1: Spannungs-Dehnungsdiagramm eines Kupfer-CNT-Verbundwerkstoffes mit 4 % Baytubes C150P (Fa.: Bayer Material Science). Quelle: [136]

80 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

belastung eine gleichmäßige plastische Dehnung über die gesamte Probenlänge auf­ weist. Aluminiumpulver zeigt in Verbindung mit CNT ähnliche Effekte [88, 136]. Die nachfolgend dargestellten Forschungen sollen Ansätze zur Eigenschaftsopti­ mierung der metallischen Schäume, hier insbesondere der geschlossenporigen Alu­ miniumschäume, aufzeigen. Zum einen wurden hierzu bei der Schaumherstellung über die pulvermetallurgische Route Aluminiumlegierungen hergestellt und mit Glas­ fasern, Kohlenstofffasern und CNT verstärkt und analysiert. Zum anderen wurden mit verschiedenen Kunststoffen ummantelte Aluminiumschäume (offen- und geschlos­ senporig) hergestellt und analysiert. Ein weiterer innovativer Forschungsansatz besteht in der ferromagnetischen Be­ schichtung, z. B. mit Nickel oder Cobalt, der verwendeten Glasfasern. Dadurch soll es möglich sein, während der Herstellung des Aluminiumschaumes – sobald genug flüs­ sige Phase vorliegt – durch ein angelegtes Magnetfeld die Faserausrichtung gezielt zu beeinflusst und damit die Eigenschaften zu optimieren.

6.1 Herstellung faserverstärkter geschlossenporiger Aluminiumschäume Die Verstärkung der Aluminiumschäume mit Fasern soll die Festigkeitseigenschaf­ ten merklich erhöhen. Dadurch soll auch das Spannungsplateau im Spannungs-Stau­ chungsdiagramm nach oben verschoben werden, um auch das Energieabsorptions­ verhalten zu erhöhen. Des Weiteren sollen es die Fasern ermöglichen, den Kraftfluss im bzw. durch den Schaum so gezielt zu leiten, dass mechanisch nicht oder wenig be­ lastete Poren die eingeleitete Kraft aufnehmen können bzw. höhere Kräfte durch die Zellwände geleitet werden können. Dadurch können mehr Zellwände belastet wer­ den. Durch den somit größeren belasteten Querschnitt wird der Einfluss der Streuung der mechanischen Kennwerte verringert, wodurch die Eigenschaften des Aluminium­ schaumes vorhersagbarer eingestellt werden können. Die Herstellung von Aluminiumschäumen über die pulvermetallurgische Route hängt von vielen Faktoren ab. Bisher wurden die Faktoren in der Literatur unter die Überschriften „Pulvereigenschaften“, „Schäumparameter“, „Halbzeug“ und „Kom­ paktierung“ eingeordnet. In Abb. 6.2 sind diese Faktoren in den hellblau unterlegten Kästchen dargestellt. Allein die Änderung eines dieser Faktoren zieht die Änderungen mehrerer anderer Faktoren nach sich [49, 51, 85]. Durch das definierte Einbringen von Fasern in den Aluminiumschaum kommen die Faktoren „Fasergeometrie“, „Faserbehandlung“, „Zeit und Temperatur“, „Faser­ material“ sowie „Agglomeration“ der Fasern bzw. CNT hinzu. Diese Faktoren sind in Abb. 6.2 in dem grün unterlegten Kästchen „Faser/CNT“ dargestellt [28–31, 110]. Durch das zusätzliche Einbringen von Glasfasern in einen Aluminiumschaum wird ein neues komplexes Werkstoffsystem geschaffen, welches auch als Verbund­

6.1 Herstellung faserverstärkter geschlossenporiger Aluminiumschäume |

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Abb. 6.2: Einflussfaktoren auf und bei der Herstellung von faserverstärktem Aluminiumschaum. Quelle: [69]

werkstoff bezeichnet werden kann. Die Grenzschichten der Fasern bzw. die Anhaf­ tung der Fasern an die Schaummatrix sollen ähnlich wie bei MMC auf die Eigen­ schaften der faserverstärkten Aluminiumschäume einen entscheidenden Einfluss zeigen. Durch die Veränderung eines Faktors kann somit auch der Herstellungspro­ zess instabil werden. So kann eine Variation des Faservolumenanteils, wie auch eine andere Legierungszusammensetzung (und damit einhergehend andere Partikelgrö­ ßen und -geometrien) eine Auswirkung auf den Herstellungsprozess und damit auf die zu erwartenden Eigenschaften, z. B. der Expansionsgrad, die Druckfestigkeit und Steifigkeit, zeigen [85, 95]. Die Einflussgrößen bzw. die daraus resultierenden Herausforderungen bei der Aluminiumschaumherstellung in der pulvermetallurgischen Route werden durch die Darstellung in Abb. 6.3 zunehmend sichtbar. Durch diese Darstellung wird deutlich, dass u. a. den Wärmebehandlungen in­ nerhalb der Prozessroute in den einzelnen Teilschritten eine immer wichtiger wer­ dende Bedeutung zufällt. Insgesamt zeigen nach Abb. 6.3 31 Parameter, welche in sechs Kategorien eingeteilt sind, einen Einfluss auf das Schaumergebnis. Die Kate­ gorien sind „Metallpulver“, „Faser“, „Treibmittel“, „Wärmebehandlung“, „Aufschäu­ men“ und „Kompaktierung“. Mit der zusätzlichen Verwendung von Glas- oder Koh­ lenstofffasern bleibt das Leichtbaupotenzial weiterhin bei gleichzeitiger zu erwarten­ der Erhöhung von E-Modul, Streckgrenze und Zugfestigkeit erhalten. Die Tab. 6.1 zeigt einige Kennwerte für ausgewählte bzw. verwendete Verstärkungs- und Matrixmateria­ lien bzw. ALPORAS® -Aluminiumschaum.

82 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Abb. 6.3: Einflussgrößen bei der Erstellung eines Schaumkonzeptes. Quelle: [69] Tab. 6.1: Mechanische Eigenschaften einiger Verstärkungs- und Matrixmaterialien im Vergleich. Quellen: [25, 166] Material

Dichte [g/cm3 ]

E-Modul [GPa]

Zugfestigkeit [GPa]

Spez. Festigkeit [Rp /ρ bzw. Rm /ρ]

SW-CNT a MW-CNT b Kohlenstofffaser Glasfaser (E-Glas) Aluminium Geschlossenporiger Aluminiumschaum (ALPORAS® )

∼ 1,2 ∼ 1,8 1,8 2,56 2,7 ∼ 0,26

∼ 1000 100–1000 230 70 67 0,4–1,0

∼ 2,70 0,15–2,70 3,50 2,40–3,50 0,09 0,016–0,019

∼ 2,25 0,08–1,50 1,94 0,89–1,30 0,03 ∼ 0,07

a b

SW – Single-Walled MW – Multi-Walled

Aluminium als Hauptbestandteil der verwendeten Legierung weist eine sehr ho­ he Reaktivität mit den meisten Verstärkungskomponenten auf. In Verbindung mit bei­ spielsweise Kohlenstofffasern reagiert Aluminium bei definierter Temperatur und Zeit zu verschiedenen Aluminiumcarbiden [61, 104]. Die Bruchdehnung der Kohlenstofffasern ist geringer als die der duktilen Aluminiummatrix, sodass sich nach ersten Fa­ serrissen die Metallmatrix elastisch und plastisch verformt und das Versagensverhal­ ten von den grenzflächengesteuerten sekundären Mikroprozessen bestimmt wird. Im Fall von Kohlenstofffasern ist die Grenzflächenreaktivität hierbei der entscheidende Parameter. Diese Prozesse und ihre Abläufe sind bei MMC bzw. AMC bekannt. In der Literatur ist weiterhin bekannt, dass Aluminium bei hohen Temperaturen mit Siliciumcarbid und/oder Kohlenstofffasern reagiert und u. a. typischerweise die

6.1 Herstellung faserverstärkter geschlossenporiger Aluminiumschäume |

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kristalline rhomboedrische Reaktionsphase Al4 C3 mit ausgeprägter Nadel- bzw. Stab­ form der Teilchen gebildet wird [48, 183]. Diese mögliche Entstehung von verschiede­ nen Aluminiumcarbiden, von Spinellen und von Magnesiumsilicid (Mg2 Si) führt bis­ her in der Regel zu einer ungewollten und unkontrollierten Versprödung, sofern sie bei den AMC beobachtet wurden. Andererseits können diese bisher zur Versprödung füh­ renden Effekte bei den Aluminiumschäumen gezielt zur Steigerung der Festigkeiten und Steifigkeit genutzt werden. Des Weiteren ist mittlerweile bekannt, dass sich durch chemische Reaktionen in der Faser-Matrix-Grenzschicht Mikrokristallite des Misch­ carbids Al2 MgC2 bilden können, die zusätzlich die Bindungsstärke positiv beeinflus­ sen, aber auch die Sprödigkeit weiter erhöhen. Bei einer nachgelagerten Wärmebehandlung von Aluminiumschaum mit einer Dauer ab ca. 3 h können bei relativ geringen Temperaturen um 400 °C ebenfalls Alu­ miniumcarbide (Al4 C3 ) entstehen. Diese Carbide können dann auch gezielt zur Fes­ tigkeitssteigerung und evtl. auch zum Verschleißschutz genutzt werden. Die Abb. 6.4 zeigt hierzu das Phasendiagramm Aluminium–Kohlenstoff mit den entsprechenden Phasengebieten und den Existenzbereichen von Al4 C3 . Aus dem Diagramm ist er­ sichtlich, dass schon bei niedrigen Temperaturen und niedrigen Kohlenstoffgehalten Aluminiumcarbide gebildet werden können.

Abb. 6.4: Phasendiagramm Aluminium–Kohlenstoff. Quelle: [121]

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Je nachdem welche Faser-Matrix-Kombination gewählt wird, können unter­ schiedliche Stadien der Grenzflächenreaktionen auftreten. Für MMC sind diese Reak­ tionen schon seit langem bekannt. Die Abb. 6.5 zeigt beginnend bei „keine Reaktion“ zwischen Faser und Matrix (1 und 2), über geringfügige Reaktionen (3) bis hin zu verstärkten Reaktionen (4 und 5) einen entsprechenden Überblick [148].

Abb. 6.5: Stadien der Grenzflächenreaktionen in einem MMC. Quelle: [148]

Die Herstellung der faser- bzw. CNT-verstärkten Aluminiumschäume gliedert sich prinzipiell, ähnlich wie die pulvermetallurgische Herstellung ohne Verstärkungsma­ terialien, in die nachfolgenden Teilschritte (evtl. kann zur Verbesserung des Auf­ schäumverhaltens eine zwischenstufige Wärmebehandlung [siehe hierzu auch Ab­ schn. 4.1.2] notwendig sein): Auswahl der Schaumkomponenten und der Legierung Die gewünschte Legierung und die Verstärkungskomponente sowie ihr Volumenanteil werden ausgewählt und festgelegt. Durch die Legierung wird die Temperaturführung zum Aufschäumen festgelegt. Die meisten den Aluminiumlegierungen zugesetzten Legierungsmetalle führen zu einer Senkung der Temperaturen des Schmelzintervalls. Ein niedriges Schmelzinter­ vall wird im Hinblick auf die Abstimmung mit der TiH2 -Zersetzungstemperatur (siehe hierzu auch Abschn. 4.1.2) als für das Aufschäumverhalten vorteilhaft angesehen [85]. Silicium beispielsweise ist das am häufigsten verwendete Legierungselement zur Herstellung von Gusslegierungen auf Aluminiumbasis. Auch bei den Metallschäu­ men haben sich AlSi-Legierungen etabliert. Die niedrige Löslichkeit des Siliciums in Verbindung mit der relativ niedrigen eutektischen Siliciumkonzentration von 12,6 Gew.-% bewirkt bereits bei geringen Siliciumkonzentrationen die Entstehung eines Großteils der Schmelze bei eutektischer Temperatur von ca. 577 °C. Somit stellt dies eine deutliche Verbesserung gegenüber der Verwendung von z. B. reinem Alumi­ nium dar [85].

6.1 Herstellung faserverstärkter geschlossenporiger Aluminiumschäume |

85

Dispergieren der Kohlenstofffasern bzw. CNT Ein großes Problem stellen die Agglomerationen bei den Kohlenstofffasern und CNT im Anlieferungszustand dar. Die van der Waals-Kräfte, die beispielsweise zwischen den einzelnen CNT-Partikel auftreten, führen zu Agglomerationen des CNT-Pulvers. Daher müssen die CNT dispergiert werden, um eine homogene Verteilung in der Alu­ miniumpulverlegierung zu erreichen. Nachfolgend werden die drei grundlegenden Verfahrensvarianten zum Dispergieren nanoskaliger Fasern und Partikel kurz erläu­ tert [138]. Elektrostatische Stabilisierung Die van der Waals-Kräfte können durch Reaktion der aktiven Oberflächenhydroxyl­ gruppe mit Säuren oder Basen vermindert werden, um eine Agglomeration zu ver­ hindern. Dabei ist die Verwendung einer Säure bzw. Base abhängig vom pH-Wert des zu dispergierenden Ausgangspulvers. An das entstehende Stoffgemisch wird an­ schließend eine Spannung angelegt. Aus der Dispersion haftet sich eine Schicht aus Ionen mit entgegengesetzter Ladung an die geladene Oberfläche der Nanopulver an. Nachfolgend bildet eine sogenannte diffuse Ionenschicht eine elektrische Doppel­ schicht um die Nanopartikel. Treffen jetzt zwei Partikel aufeinander, entsteht ein abstoßendes Potenzial und ein Agglomerieren wird vermieden. Das Oberflächenpo­ tenzial (auch elektrokinetisches Potenzial oder Zeta-Potenzial: Potenzialdifferenz der diffusen Schicht; charakterisiert die Abstoßungsenergie zwischen den Teilchen des Nanopulvers) spielt in diesem Prozess eine elementare Rolle [63, 138]. Zur Gewährleistung einer stabilen Dispersion wird das Zeta-Potenzial messtech­ nisch erfasst. Das Zeta-Potenzial kann durch Elektrophorese bestimmt werden und ergibt sich aus dem Potenzial an der Gleitebene zwischen gebundener und ungebun­ dener Ionenschicht. Eine Qualitätsaussage über die Stabilität der Dispersion erfolgt mittels der DLVO-Theorie (benannt nach Derjaguin, Landau, Verwey, Overbeek). Die­ se Theorie beschreibt den Potenzialverlauf zwischen zwei Teilchen. Ist der Potenzial­ verlauf größer als die durchschnittliche kinetische Energie der Teilchen, dann gilt die Dispersion als stabil [63, 138]. Sterische/elektrosterische Stabilisierung Sterische und elektrosterische Kräfte werden durch an der Partikeloberfläche adsor­ bierte Polymere im Fall der sterischen Stabilisierung, bzw. Polyelektrolyte im Fall der elektrosterischen Stabilisierung, hervorgerufen. Bei Annäherung von zwei Teilchen wird die Beweglichkeit der Polymerketten eingeschränkt, was zu einer abstoßenden Kraft führt. Bei der sterischen Stabilisierung werden synthetische makromolekulare Kunst­ stoffe den Nanopartikeln beigemischt. Vorwiegend werden Polyaniline, Epoxidharze oder auch Polyphenylacetylene verwendet. Die Einbringung der Polymere in das Na­ nopulver kann u. a. durch das Melt-Mixing-Verfahren und die In-situ-Polymerisation erfolgen [63, 131, 138].

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Ultraschalldispergieren Werden Flüssigkeiten mit hoher Intensität beschallt, so werden durch die Schallwel­ len alternierende Hochdruckzyklen (Kompression) und Niederdruckzyklen (Rarefac­ tion) erzeugt, deren Schwingungsrate von der Frequenz abhängt [40]. Im Niederdruckzyklus werden kleine Vakuumblasen und Hohlräume im flüssigen Medium gebildet. Ist deren Volumen so groß, dass sie keine weitere Energie absorbie­ ren können, so platzen sie während des Hochdruckzyklus. Dieser Vorgang wird Kavi­ tation genannt. Im Moment der Implosion werden lokale Drücke von bis zu 200 MPa erreicht. Die dadurch auftretenden Scherkräfte sind so groß, dass Agglomerate auf­ gebrochen und in diesem Fall CNT vereinzelt werden können. Dieses Verfahren wird üblicherweise verwendet, um CNT in flüssigen Medien zu deagglomerieren und zu di­ spergieren [71, 131, 144]. Mischen bzw. mechanisches Legieren der Pulver-Verstärkungskomponenten Hierbei sind die Art des Mischers (z. B. V-Mischer), die Anzahl der Richtungswechsel, die Mischzeit und bei der Verwendung einer Kugelmühle der Energieeintrag für die Po­ rosität (siehe hierzu auch Abschn. 5.1) der Presslinge von entscheidender Bedeutung. In entsprechenden Mühlen (z. B. Kugelmühle) kann die Partikelgeometrie eingestellt und auch mechanisch legiert werden (siehe hierzu auch Abschn. 6.1.1). Konsolidieren bzw. Pressen des Pulver-Faser-Gemisches Das Pressverfahren des Pulver-Faser-Gemisches zeigt ebenfalls einen wichtigen Ein­ fluss auf das Aufschäumverhalten des Aluminiumschaumes. Als Pressverfahren wer­ den heute hauptsächlich das direkte Pulverstrangpressen, das Conform-Verfahren und das kalt- bzw. heiß isostatische Pressen (Pulverpresse, in der das Pulver zu ei­ ner Tablette gepresst wird) angewandt. Das Conform-Verfahren ist nach [164] ein spezielles Umformverfahren zum kontinuierlichen Strangpressen von Nichteisen-Me­ talllegierungen, wie Aluminium- und Kupferlegierungen, die in Form von Stangen, Drahten, Spanen oder Granulaten und Pulver verarbeitet werden. Aufschäumen der Presslinge Das Aufschäumen der Presslinge erfolgt analog zu den unverstärkten Aluminium­ schäumen (siehe hierzu auch Abschn. 4.1.2 und 4.2). Abkühlen des Aluminiumschaumes Das Abkühlen der Schäume kann den Schaumkollaps nach der maximalen Expansion eindämmen und gegebenenfalls verhindern (siehe hierzu auch Abschn. 4.1.2). Als Ab­ kühlmedien haben sich bisher Wasser, Stickstoff und Luft bewährt.

6.1 Herstellung faserverstärkter geschlossenporiger Aluminiumschäume |

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6.1.1 Mischen und Pressen der Ausgangsmaterialien Bei der Herstellung von Aluminiumschäumen zeigen das Mischen und Pressen einen wesentlichen Einfluss auf die Porosität der Presslinge und damit auch auf den entste­ henden Aluminiumschaum. Veranschaulicht wird dies durch die nachfolgenden Auf­ nahmen verschiedener Presslinge und aufgeschäumter Proben. Die dargestellten Un­ tersuchungen und Analysen wurden mit der Pulverlegierung AlSi8Mg4 durchgeführt. Für die Pulververarbeitung wurden zwei verschiedene Pulvermischer genutzt. Zum ei­ nen wurde ein V-Mischer der Fa. MultiPharma mit einem Richtungswechsel pro Mi­ nute, zum anderen ein Eigenbau einer Sturzmühle bzw. einer Kugelmühle verwendet. Für die Kugelmühle wurde ein zylindrischer Behälter (Innendurchmesser 100 mm) aus X5CrNI18-10 hergestellt. Durch eine Kataraktbewegung bei der Rotation des Behälters geben die Kugeln (aus X5CrNi18-10 mit einem Durchmesser von 12 mm und einer Mas­ se von mKugel = 7,15 g) in der Kugelmühle die Energie an das Mahlgut ab und ermög­ lichen dadurch eine Zerkleinerung und auch ein mechanischen Legieren (in Abhän­ gigkeit der Mahlzeit) der verwendeten Pulver (siehe hierzu auch Abb. 6.6 und 6.7). In der Literatur wird ein Verhältnis von 1/3 Kugeln zu dem verwendeten Mahlraum (auch Arbeitsraum genannt) als optimal angesehen [171]. Dies wiederum bedeutet, dass – theoretisch betrachtet – eine Menge zwischen 23 und 43 g Pulvergemisch bzw. PulverFaser-Gemisch für einen optimalen Mahlvorgang notwendig ist [99, 171]. In eigenen experimentellen Analysen wurden aber auch mit 15 und 50 g Pulver mechanisch le­ gierte Verbindungen hergestellt. Die Abb. 6.6 zeigt gepresste Pulverproben jeweils aus AlSi8Mg4 und TiH2 . Im lin­ ken Bild wurde das Pulvergemisch im V-Mischer für 40 min mit einem Richtungswech­ sel pro Minute und im rechten Bild in der Kugelmühle für 4 h gemischt. Die Siliciumpartikel sind in der Kugelmühle in ihrer Größe deutlich reduziert wor­ den. Die Titanhydridpartikel sind hingegen kaum noch im Bild zu erkennen. Sie sind relativ regelmäßig in der Probe verteilt. In Abb. 6.7 ist das Legierungspulver nach 4 h

Abb. 6.6: Mikroskopische Aufnahmen gepresster Proben aus AlSi8Mg4 + TiH2 ; links: im V-Mischer gemischt, Mischdauer 40 min; rechts: in der Kugelmühle gemischt, Mischdauer 4 h. Quelle: [69]

88 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Mischen in der Kugelmühle dargestellt. Das Ziel hierbei war es, ein mechanisches Le­ gieren der Pulver zu erreichen. Dadurch sollte ein verbessertes Aufschäumverhalten und damit einhergehend ein größeres maximales Schaumvolumen erreicht werden kann. Im Anfangsstadium des Mischens bzw. Mahlens beim mechanischen Legieren sind die duktilen Pulverpartikel noch weich, es dominiert das Verschweißen der Teil­ chen miteinander. Die Pulvergröße nimmt dabei stark zu. Im zweiten Stadium des Mahlens nimmt die Pulvergröße ab, da das Pulver zunehmend spröder wird und das Aufbrechen der Pulverteilchen jetzt dominiert. Im dritten und längsten Stadi­ um herrscht ein Gleichgewicht zwischen Verschweiß- und Aufbrechvorgängen. Die Pulvergröße ist in diesem Stadium nahezu konstant [50, 114].

Abb. 6.7: Mikroskopische Aufnahmen von AlSi8Mg4 + TiH2 -Pulver nach 4 h mischen in der Kugel­ mühle. Quelle: [69]

In Abb. 6.7 sind die verschweißten länglichen oder flakeartigen Aluminiumpartikel (weiß) gut zu erkennen. Die Siliciumpartikel sind im Vergleich zur Ausgangsgrö­ ße stark verkleinert und in die Aluminiumpartikel eingearbeitet. Die Magnesiumund Titanhydridpartikel sind in diesen Aufnahmen kaum noch zu erkennen. Das Ziel hierbei ist, eine gleichmäßige Einarbeitung bzw. Einbettung des Siliciums und des Titanhydrids in die verschweißten Aluminiumpartikel zu erreichen. Dadurch wird, im Vergleich zu der Herstellungsroute mit dem V-Mischer, ein verbessertes Auf­ schäumverhalten erreicht. Dadurch können zusätzlich die Maxima der Wasserstofffreisetzungskurve, analog zu Abb. 4.10, in Bereiche höherer Temperaturen verschoben bzw. das frühzeitige Freisetzen von Wasserstoff verhindert werden. Die Entwicklung des Gefüges beim mechanischen Legieren von zwei duktilen Komponenten ist schematisch in Abb. 6.8 dargestellt. Im ersten Stadium des Mischens bzw. Mahlens werden die Pulverpartikel verformt und miteinander verschweißt. Es bildet sich ein lamellares Gefüge aus (Abb. 6.8b). Im weiteren Verlauf werden die Lamellen durch die wiederholten Vorgänge der Verformung, des Verschweißens und

6.1 Herstellung faserverstärkter geschlossenporiger Aluminiumschäume |

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des Aufbrechens der Pulverpartikel soweit verfeinert (Abb. 6.8c), dass die Lamel­ len optisch nicht mehr aufgelöst werden können (Abb. 6.8d). Das weitere Mahlen führt dann im Wesentlichen zum Vermischen der Komponenten auf atomarem Niveau durch Interdiffusion [50].

Abb. 6.8: Entwicklung des Gefüges beim mechanischen Legieren von zwei duktilen Komponenten. Quellen: [50, 107]

Der Mahlfortschritt hängt nach [50, 107] u. a. stark von der plastischen Verformbar­ keit der eingesetzten Komponenten ab. So kann im Fall sehr duktiler Elemente bzw. Partikel das Verschweißen der Pulver der vorherrschende Mechanismus während des gesamten Mahlvorgangs sein. In diesem Fall werden die Bruchvorgänge stark unter­ drückt und die Mahleffektivität verringert [163]. Um dem starken Verschweißen der Pulverteilchen miteinander entgegenzuwirken, werden Mahlhilfsmittel, sogenannte Process Control Agents (PCA), beim Mahlen zugesetzt [76]. PCA verteilen sich während des Mahlens als dünne Schicht auf der Oberfläche der Pulverteilchen. Dies führt ei­ nerseits zu einer Verringerung der Oberflächenenergie der Pulverteilchen, wodurch die für die Zerkleinerung der Pulver aufzuwendende Arbeit verringert wird. Anderer­ seits wird die Entstehung atomar reiner Oberflächen verhindert, an denen die Pulver­ teilchen miteinander verschweißen können. Hierdurch kann ein Gleichgewicht zwi­ schen den Verschweiß- und Aufbrechvorgängen der Pulverteilchen beim Mahlen von sehr duktilen Elementen erreicht werden [50]. Als PCA wird in den hier dargestellten Untersuchungen Stearinsäure (CH3 (CH2 )16 COOH) verwendet. Die Abb. 6.9 zeigt eine AlSi8Mg4-Pulverprobe mit TiH2 und Stearinsäure als PCA nach 4 h in der Kugelmühle. Auf dem rechten Bild ist eine mikroskopische Aufnahme und auf dem linken Bild eine REM-Aufnahme dargestellt. Im Vergleich mit Abb. 6.7 (identische Zusammensetzung und Vorgehensweise – nur ohne den Zusatz von Ste­ arinsäure) sind deutliche Unterschiede in der Partikelgeometrie und -größe zu erken­ nen. Ein Verschweißen der Aluminiumpartikel ist in kleinerer Anzahl eingetreten. Die Siliciumpartikel sind kaum in die Aluminiumpartikel eingearbeitet worden. Die FlakeStruktur der Partikel ist in Abb. 6.9 rechts gut zu erkennen. Bei weiteren Analysen der gemahlenen Pulver wird ein Zusammenhang zwischen der Mahldauer und der Aluminiumpartikelgröße deutlich [69, 138]. Die einzelnen Par­ tikelgrößen wurden mit der Software AxioVision von der Fa. Zeiss ermittelt. Es wird eine Kontur um die Partikel gelegt und die zugehörigen Flächen und Längen ermittelt.

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Abb. 6.9: AlSi8Mg4 + TiH2 + Stearinsäure nach 4 h in der Kugelmühle; links: mikroskopische Aufnah­ me; rechts: REM-Aufnahme. Quelle: [69]

Zwischen 4 und 8 h Mahldauer verkleinert sich die Aluminiumpartikelfläche um ca. 10,6 % [138]. Die Länge der Partikel wächst in diesen Betrachtungen von ca. 98 μm auf ca. 159 μm bei einer Ausgangslänge von ca. 60 μm (Tab. 6.2) an. Die Abb. 6.10 zeigt diesen Zusammenhang der Partikelgröße bzw. -fläche und der kumulierten Häufigkeit in Abhängigkeit von 4, 8 und 16 h Mahldauer.

Abb. 6.10: Zusammenhang der Partikelfläche (links) und Partikellänge (rechts) nach 4, 8 und 16 h. Quellen: [69, 138]

Im Vergleich zu der 4 h lang gemahlenen Probe zeigen die Aluminiumpartikel nach 8 h Mahlzeit die Form eines Rotationsellipsoiden. Während der Mahldauer werden die Aluminiumpartikel zerkleinert und zudem noch verformt. Die Abb. 6.11 zeigt die in diesen Untersuchungen typischen Formen der einzelnen Partikelfraktionen. Des Weiteren sind kleine Anhäufungen der Siliciumpartikel zu sehen. Verein­ zelt sind auch mechanisch legierte bzw. kaltverschweißte Partikel (siehe hierzu auch Abb. 6.7 und 6.8) zu erkennen (Abb. 6.12).

6.1 Herstellung faserverstärkter geschlossenporiger Aluminiumschäume |

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Abb. 6.11: Legierungspulver nach 8 h Mahlzeit. Quelle: [69]

Abb. 6.12: Legierungspulver nach 16 h Mahlzeit. Quelle: [69]

In Tab. 6.2 sind die ermittelten durchschnittlichen Werte für die Flächen und Län­ gen der einzelnen Partikelfraktionen nach 4, 8 und 16 h Mahldauer in der Kugelmühle zusammengefasst [69, 138]. Tab. 6.2: Partikelgrößen nach 4, 8 und 16 h Mahldauer in der Kugelmühle. Quellen: [69, 138]

Pulver Al Si Mg

4h

8h

Fläche [μm2 ] 16 h ∆ [%] (4–16 h)

6106,69 5518,41 4547,37 −25,7 160,14 142,7 80,98 −49,4 619,26 989,42 694,97 +12,2

4h

8h

Länge [μm] 16 h ∆ [%] (4–16 h)

98,96 159,22 136,93 +38,4 17,32 18,61 13,52 −21,9 56,14 71,56 64,27 +14,5

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Die Flächen der Aluminium- und Siliciumpartikel verkleinern sich über die Mahl­ dauer. Die Siliciumpartikel verkleinern sich hierbei um ca. 50 %. Im Vergleich zum Ausgangsmaterial nimmt auch die Fläche der Siliciumpartikel nach 8 h um ca. 10,9 % ab. Die Flächen der Magnesiumpartikel vergrößern sich über die Mahldauer. Nach dem Mahlvorgang wurden die Pulver im V-Mischer erst mit dem Treibmittel und den Fasern bzw. CNT gemischt und anschließend gepresst (siehe Abschn. 6.2 und 6.4). Durch das Untermischen des Treibmittels nach dem Mahlvorgang in der Kugelmüh­ le konnte ein verbessertes Expansionsverhalten der Aluminiumschäume beobachtet werden. Eine Verkleinerung der Titanhydridpartikel in der Kugelmühle zeigte keine Verbesserung des Aufschäumverhaltens. Für den zu erzielenden Expansionskoeffizi­ enten ist somit der Pressvorgang von entscheidender Bedeutung. Die gemischten und gemahlenen Pulver wurden anschließend in einer Tabletten­ presse (Fa. Weber) im ersten Schritt mit einem Pressdruck von ca. 300 MPa bei Raum­ temperatur zu einer Tablette mit einem Durchmesser von ca. 35 mm und einer Hö­ he von ca. 20 mm vorverdichtet (kaltisostatisches Vorverdichten). Im zweiten Schritt wurde der Pressling bei einer Temperatur von ca. 300 °C mit einem Pressdruck von ca. 640 MPa nachverdichtet (heißisostatisches Nachverdichten). In der Literatur fin­ den sich zahlreiche Untersuchungen zum Pressen von Pulvermischungen. Helwig [85] hat beispielsweise in seiner Dissertation zum „Einfluss von Verdichtungsparametern und Legierungselementen auf das Aufschäumverhalten von Aluminiumpulverpress­ lingen“ festgestellt, dass sich eine ausreichende Halbzeugverdichtung als Schlüssel­ kriterium eines schäumbaren Halbzeugs erweist. Hellwig hat zufriedenstellende Er­ gebnisse für die Expansion bei Presstemperaturen zwischen 300 und 400 °C bei ei­ nem Pressdruck von 300 MPa erzielt. In Abb. 6.13 wird dieser Zusammenhang mit der einhergehenden Erhöhung der relativen Dichte dargestellt.

Abb. 6.13: Relative Dichte im Verhältnis zur Presszeit und Pressdruck bei 300 °C. Quelle: [85]

6.2 Faserverstärkte Aluminiumschäume |

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Des Weiteren führte eine Steigerung der Parameter Pressdruck, -zeit und -tem­ peratur zu höheren Halbzeugdichten. Allerdings hängen diese Parameter wiederum von der Pulvermischung (d. h. der Legierung und der Eigenschaften der Pulverparti­ kel) ab. Auch hat Helwig [85] nachgewiesen, dass bei seiner verwendeten Legierung (AlSi8Mg4) bei zu starker Verdichtung ein Expansionsrückgang, d. h. eine Verringe­ rung der maximalen Expansion, stattfinden kann. Die Abb. 6.14 zeigt eine hergestellte Aluminiumschaumprobe. Das Aufschäumen erfolgte bei einer Ofentemperatur von 750 °C. Der Schaum weist eine Dichte von ρ = 0,52 g/cm3 auf.

Abb. 6.14: Aluminiumschaumprobe aus AlSi8Mg4 (ca. 80 mm × 40 mm × 40 mm). Quelle: [69]

6.2 Faserverstärkte Aluminiumschäume Eine Erhöhung der mechanischen Festigkeiten metallischer Werkstoffe ist ein andau­ erndes Entwicklungsziel. Bei den metallischen Schäumen sind hierzu in der Vergan­ genheit nur unzureichende Ansätze gemacht worden. Durch die pulvermetallurgische Herstellungsroute konnte hier auf Erfahrungen von partikelverstärkten Metal Matrix Composites (MMC) mit einer Aluminiummatrix für erste Überlegungen zugegriffen werden. Es mussten noch das Treibmittel und eventuelle viskositätsverändernde Mittel der Pulver-Partikel-Mischung zugegeben werden. Ein weiterer Ansatz war die Verstärkung von MMC mit Glasfasern. Hier konnten signifikante Festigkeitssteige­ rungen erzielt werden. Obwohl MMC über eine der Schaumherstellung ähnlichen pulvermetallurgischen Route hergestellt werden, sind bis heute die faserverstärkten Metallschäume nur unzureichend betrachtet worden. Die Herausforderungen liegen hierbei in der gleichmäßigen Verteilung der Fasern bei der Herstellung der Pulverle­ gierung, des Pulverpresslings und bei dem anschließenden Aufschäumvorgang. Als Fasern kommen in den nachfolgenden Untersuchungen Glasfasern (E-Glas­ fasern) und gemahlene Kohlenstofffasern (Kurzfaser), CNT sowie Aluminium- (Ø ca.

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60 μm), Silicium- (Ø ca. 80 μm) und Magnesiumpulver (Ø ca. 95 μm) mit dem Treib­ mittel TiH2 (Ø ca. 65 μm) zum Einsatz (siehe Abschn. 6.2 und 6.4). Die nachfolgenden Abbildungen zeigen mikroskopische Aufnahmen und REMAufnahmen der bisher verwendeten Aluminium-, Magnesium- und Siliciumpulver im Anlieferungszustand (Abb. 6.15 und 6.16), des Treibmittels Titanhydrid (Abb. 6.16, rechts), der verwendeten Fasern, die daraus hergestellten Pulverpresslinge und die anschließend aufgeschäumten Aluminiumschaumproben. Die Pulver wurden ver­ messen und gegebenenfalls vor dem Mischen bzw. Mahlen noch gesiebt, da die ange­ lieferten Pulver nicht immer in den benötigten Größenfraktionen vorlagen. Der Durch­ messer der Aluminiumpartikel in Abb. 6.15 variierte zwar von ca. 2 bis ca. 21 μm, im Anlieferungszustand lag nach Herstellerangaben im Durchschnitt ein Durchmesser von 100 μm vor. Auffallend ist die sphärische Form der Aluminiumpartikel. Die Ma­ gnesiumpulver liegen in einer ähnlichen Größenordnung in flakeartiger Form vor (Abb. 6.15). Die Siliciumpartikel weisen eine merklich eckigere Geometrie als die an­ deren Pulverfraktionen auf (Abb. 6.16).

Abb. 6.15: REM-Aufnahme einiger Aluminiumpartikel (links) und Magnesiumpartikel (rechts) jeweils im Anlieferungszustand. Quelle: [69]

Abb. 6.16: REM-Aufnahme einiger Siliciumpartikel (links) und des Titanhydrids (rechts) jeweils im Anlieferungszustand. Quelle: [69]

6.2 Faserverstärkte Aluminiumschäume |

95

Da reine Metallschmelzen nicht aufschäumen, muss zusätzlich die Viskosität der Schmelzen beeinflusst werden (siehe auch Abschn. 4.2 und 4.2.4). In der hier verwen­ deten Legierung beeinflusst das Silicium die Viskosität und das Magnesium die Fes­ tigkeit der Legierung. Bei den bekannten schmelzmetallurgischen Herstellungsver­ fahren werden zusätzlich zu den Legierungselementen noch keramische Pulver (z. B. Al2 O3 ) zur Beeinflussung der Viskosität in die Schmelze gegeben. Bei den pulverme­ tallurgischen Verfahren haben sich Aluminium-Silicium-Legierungen aus den obigen Gründen als gut aufschäumbar herausgestellt. Das Silicium bzw. die im Prozess aus dem Silicium entstehenden Verbindungen (z. B. MgSi2 ), wie auch das entstehende ele­ mentare Titan aus dem Treibmittel, beeinflussen zusätzlich die Viskosität der Legie­ rung und zeigen somit einen Einfluss auf den entstehenden Aluminiumschaum (siehe auch Abb. 6.1 und 6.2). Die Glasfasern (Faserdurchmesser von ca. 20 μm; Faserlänge 0,2 mm) wurden vor dem Mischen und Kompaktieren bei ca. 400 °C wärmebehandelt, um Verunreinigun­ gen und die Schlichteschutzschicht zu entfernen. Als Kohlefaser kommen gemahlene Kohlenstofffasern (Kurzfaser; 0,25 bis 0,35 mm Länge; teilweise mit PUR-Schlichte im Anlieferungszustand, liegt im trockenen Zustand bei der Anlieferung als Faserknäuel vor; Dichte von 1,7 bis 2,0 g/cm3 ) zum Einsatz. Die Kohlenstofffasern werden analog den Glasfasern wärmebehandelt. Die Abb. 6.17 und 6.18 zeigen entsprechende REMAufnahmen der verwendeten Kohlenstoff- und Glasfasern.

Abb. 6.17: REM-Aufnahmen der verwendeten Kohlenstofffasern (links) und der Glasfasern (rechts). Quelle: [69]

In Abb. 6.18 ist ein deutlicher Unterschied der unbehandelten zu der wärmebehan­ delten Kohlenstofffaser zu erkennen. Verunreinigungen und Fremdpartikel (Abb. 6.18 links) sind fast vollständig entfernt (Abb. 6.18 rechts). Aus den bisher beschriebenen Pulvern und Fasern wurden die gewünschten Legierungen und Pulverpresslinge hergestellt. Die Abb. 6.19 zeigt eine mikroskopi­ sche Aufnahme eines AlSi8Mg4-Pulverpresslings ohne Verstärkungsfasern. Auffällig

96 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Abb. 6.18: REM-Aufnahmen der verwendeten Kohlenstofffasern; ohne Wärmebehandlung (links) und mit Wärmebehandlung (rechts). Quelle: [69]

Abb. 6.19: Mikroskopische Aufnahme eines AlSi8Mg4-Pulverpresslings ohne Fasern. Quelle: [69]

ist die gleichmäßige Verteilung der Partikel, sowohl der Magnesium-, Silicium- wie auch der Titanhydridpartikel in der Probe. Des Weiteren ist eine kleine Restporo­ sität zu erkennen. Diese homogene Verteilung ist die Voraussetzung für ein gutes Aufschäumergebnis. Die Abb. 6.20 zeigt im Vergleich mikroskopische Aufnahmen von zwei hergestell­ ten Pulverpresslingen der Legierung AlSi8Mg4 ohne (links) und mit (rechts) 2 Gew.-% Glasfaserverstärkung. Die Abb. 6.21 (links) dient der Hinführung zur Ausschnittsver­ größerung in Abb. 6.21 (rechts), um hier die Glasfasern besser darzustellen. In den dargestellten Abbildungen der gepressten Pulverproben ist eine relativ gleichmäßige Verteilung der Glasfasern und des Treibmittels (Titanhydrid) zu erken­

6.2 Faserverstärkte Aluminiumschäume |

97

Abb. 6.20: Pressling aus AlSi8Mg4 ohne Glasfasern; mit einem Druck von 640 MPa verdichtet (links) und Pressling ausAlSi8Mg4 mit 2 Gew.-% Glasfaseranteil; mit einem Druck von 640 MPa verdichtet (rechts). Quellen: [64, 69]

Abb. 6.21: Pressling mit 2 Gew.-% Glasfaser (links) und Vergrößerung des Presslings mit 2 Gew.-% Glasfaser (rechts). Quelle: [69]

nen. Eine gleichmäßige Verteilung des Treibmittels und eine geringe Restporosität sind für eine homogene Schaumstruktur zwingend notwendig. Höhere Presskräfte bei der Herstellung des Presslings bzw. Grünlings zeigten kaum eine Verbesserung der Kompaktierung und des anschließenden Aufschäumvorganges. Des Weiteren ist nach dem Aufschäumen der Grünlinge eine deutliche Sekundärporosität, Glasfasern und Titan in den Zellwänden des Aluminiumschaumes zu erkennen (Abb. 6.22). Agglomerationen der Glasfasern konnten bei den verwendeten Faservolumenge­ halten von bis zu 2 Gew.-% in den bisherigen Untersuchungen nicht beobachtet wer­ den. In den dargestellten Analysen wurde eine maximale Expansion vom Pulverpress­ ling zum faserverstärkten Aluminiumschaum zwischen 500 und 600 % erreicht. Dies entspricht einer relativen Dichte im Bereich von 0,5 bis 0,45 g/cm3 . In den nachfolgenden Arbeiten und Analysen wurden Aluminiumlegierungs­ presslinge mit 1 und 2 Gew.-% Kohlenstofffaser analog zur Herstellung der glasfa­ serverstärkten Aluminiumlegierungspresslingen hergestellt (siehe Abb. 6.23). Neben den Siliciumpartikeln (grau) sind die Kohlenstofffasern (blaue Pfeile) deutlich in der Abb. 6.23 (links und rechts) zu erkennen.

98 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Abb. 6.22: Schaumprobe mit 2 Gew.-% Glasfaser (links) und Vergrößerung der Schaumprobe mit 2 Gew.-% Glasfaser (rechts). Quelle: [69]

Abb. 6.23: Pressling mit 1 Gew.-% Kohlenstofffaser (links) und 2 Gew.-% Kohlenstofffaser (rechts), beispielhaft durch die blauen Pfeile markiert. Quelle: [69]

Zur Optimierung der Partikelgrößen und der Verteilung der einzelnen Fraktionen wurden die Pulver-Faser-Mischungen wie in Abschn. 6.1.1 beschrieben vorbereitet, d. h. in einer Kugelmühle gemahlen und anschließend mit den Fasern und dem Treib­ mittel im V-Mischer gemischt. Als Trennmittel wurde hier Stearinsäure in der Kugel­ mühle eingesetzt. Für ein optimales Mischungs- und Aufschäumergebnis wurden ver­ schiedene Verfahrensweisen durchgeführt. In Abb. 6.24 ist zum Vergleich ein Pulver­ pressling aus einer 2 h mit Stearinsäure gemahlenen Pulvermischung (Abb. 6.24 links) und ein Pulverpressling aus einer 4 h ohne Stearinsäure gemahlenen Pulvermischung (Abb. 6.24 rechts) dargestellt. Die Abb. 6.25 zeigt einen Querschnitt einer glasfaserverstärkten Aluminium­ schaumprobe. Ein Schaumkollaps ist in Abb. 6.25 nicht zu erkennen. Kleinere Poren haben sich während des Aufschäumvorganges zu größeren Poren verbunden (siehe hierzu auch Abschn. 4.1.2; Abb. 4.9: Schaumstrukturen für verschiedene Stadien des

6.3 Druckversuche faserverstärkter Aluminiumschäume | 99

Abb. 6.24: AlSi8Mg4-Pulverpresslinge mit 1 Gew.-% Kohlenstofffasern (CF); links mit Stearinsäure 2 h Sturzmühle; rechts ohne Stearinsäure 4 h Sturzmühle mit jeweils 50 Kugeln. Quelle: [69]

Abb. 6.25: Schliffbild einer AlSi8Mg4Schaumprobe mit 2 Gew.-% Glasfasern. Quelle: [69]

Aufschäumvorganges). Die Probe wurde nach dem Aufschäumen in einem Wasserbad abgekühlt, und dadurch wurde ein Schaumkollaps verhindert.

6.3 Druckversuche faserverstärkter Aluminiumschäume Die in der Literatur immer noch als herausragend beschriebene Eigenschaft geschlos­ senporiger Metallschaumstrukturen ist die Energieabsorption bzw. Energieabsorp­ tionseffizienz (siehe hierzu auch Abschn. 4.1.1). Die Energieabsorption entspricht nach DIN 50134 dem Integral der Funktion im Druckversuch (siehe auch Abschn. 4.1.1; Formeln 1 und 2). Mit der Glasfaserverstärkung der Aluminiumschäume soll nun in Druckversuchen die Beeinflussung der Spannungsstauchungskurve und dadurch auch eine Erhöhung der Festigkeit, der Energieabsorption und der Steifigkeit im Vergleich zum unverstärk­ ten Aluminiumschaum erreicht werden. Die DIN 50134 empfiehlt Proben mit einem

100 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

zylindrischen oder rechteckigen Querschnitt mit mindestens zehn Poren in alle räum­ lichen Probenausdehnungen. Die DIN empfiehlt weiter ein Verhältnis der Probenlänge zu Kantenlänge bei rechteckigen Proben von zwei mit den empfohlenen Abmaßen Di­ cke = Breite = 50 mm und einer Länge = 100 mm. Es wird bei diesen Abmaßen davon ausgegangen, dass mindestens zehn Poren in jede Raumrichtung vorliegen. Für die nachfolgend dargestellten Untersuchungen wurden rechteckige Proben mit den Maßen 40,3 × 41,5 × 83,9 mm für den unverstärkten Aluminiumschaum (mit einem Gewicht von 72,66 g und mit einer Dichte von 0,518 g/cm3 ) und 40,5 × 42,3 × 83,9 mm für den mit 2 Gew.-% glasfaserverstärkten Aluminiumschaum (mit einem Gewicht von 73,58 g und einer Dichte von 0,513 g/cm3 ) hergestellt. Somit liegt das Probenlänge-zu-Kantenlänge-Verhältnis bei 83,9/(40,3 + 41,5) ⋅ 0,5 = 2,05 für den unverstärkten und 83,9/(40,5+42,3)⋅0,5 = 2,03 für den glasfaserverstärkten Alumi­ niumschaum. Die Druckversuche wurden auf einer Universalprüfmaschine Z010 der Fa. Zwick/Roell (mit einer Maximalkraft von 10 kN) durchgeführt. Zwei Beispiele der erhaltenen Spannungs-Stauchungskurven sind in Abb. 6.26 dargestellt. Die Abb. 6.26 zeigt zum einen den Druckversuch eines Aluminiumschaumes ohne Glasfaserverstär­ kung (blaue Kurve) und zum anderen eine Druckkurve eines Aluminiumschaumes mit Glasfaserverstärkung (rote Kurve). Deutlich ist der Anstieg der Steifigkeit einherge­ hend mit einer deutlichen Erhöhung des Spannungsmaximums zu erkennen. R d [MPa]

R plt

e d [mm]

Abb. 6.26: Druckversuche von Aluminiumschaum ohne (blau) und mit (rot) 2 Gew.-% von einer 0,2 mm langen Glasfaserverstärkung. Quelle: [69]

In Abb. 6.27 ist zusätzlich die Energieabsorption (rote Fläche) eingetragen (siehe auch Gleichungen 4.1 und 4.2). In Tab. 6.3 sind die im Druckversuch erreichten Werte für die maximale Kraft bezo­ gen auf die Dichte, die Energieabsorption und den E-Modul bezogen auf die jeweilige Dichte der hergestellten Aluminiumschäume dargestellt. Durch die Glasfaserverstär­ kung von 2 Gew.-% konnte hier eine Steigerung von 1 kJ/kg bei der Energieabsorption

6.4 CNT-verstärkte Aluminiumschäume | 101

Abb. 6.27: Vergleich der Energieabsorption von Aluminiumschaum ohne (blau) und mit (rot) 2 Gew.-% von einer 0,2 mm langen Glasfaserverstärkung. Quelle: [69] Tab. 6.3: Erzielte Steifigkeiten und Energieabsorptionen unverstärkter und glasfaserverstärkter Aluminiumschäume der Legierung AlSi8Mg4; Druckversuch nach DIN 50134. Quelle: [69]

Al-Schaum ohne Glasfaser Al-Schaum mit 2 Gew.-% Glasfaser Steigerung bei 2 Gew.-% Glasfaser

Fmax /Dichte [N ⋅ cm3 /g]

Energieabsorption [kJ/kg]

E-Modul/Dichte [Pa ⋅ cm3 /g]

1,25 ⋅ 104 1,50 ⋅ 104 1,20

1,32 ⋅ 105 1,31 ⋅ 105 0,997

1,47 ⋅ 104 1,59 ⋅ 104 1,08

und 1,1 Pa ⋅ cm3 /g für den E-Modul erreicht werden. Die Steifigkeit konnte in den bis­ herigen Untersuchungen um 8 bis 10 % gesteigert werden.

6.4 CNT-verstärkte Aluminiumschäume Eine weitere Verstärkungsmöglichkeit, neben den Verstärkungen mit Glas- oder Koh­ lenstofffasern, sind Kohlenstoffnanoröhrchen (Carbon Nanotubes, CNT). Die Kohlen­ stoffnanoröhren (CNT) wurden 1991 von Sumio Iijima, einem japanischer Physiker, zuerst entdeckt [178]. Das und in welchem Maßstab CNT in Monomaterialen die mechanischen Eigen­ schaften erhöhen können, zeigt beispielsweise Abb. 6.1 anhand einer CNT-verstärkten Kupferlegierung. Auch wurden schon Aluminiumlegierungen bzw. Aluminiumlegie­ rungspulver mit CNT verstärkt bzw. gemischt. Die Abb. 6.28 zeigt beispielsweise kalt­ gasgesprühte Aluminium-Silicium-Partikel (Abb. 6.28a) mit teilweise agglomerierten CNT auf der Oberfläche (Abb. 6.28b). [35]

102 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Abb. 6.28: REM-Aufnahmen: a) zeigt kaltgasgesprühte Al-Si-Agglomerate und b) einen vergrößerten Bereich innerhalb des roten Rechtecks aus a), CNT innerhalb der Al-Si-Agglomerate. Quelle: [35]

Die Herausforderungen bei dem Einbringen von CNT in metallische Schäume lie­ gen, wie auch bei den Faserverstärkungen, in der Komplexität des Herstellungspro­ zesses. Die Kombination aus Wärmebehandlung (bis in das Schmelzintervall, mit Aus­ nahme von eutektischen Legierungen), Kompaktierung und Aufschäumen beeinflusst die Lage, die Agglomeration und Ausrichtung der CNT im Aluminiumschaum. Carbon Nanotubes besitzen im Vergleich zu den metallischen Werkstoffen sehr gute mechanische Eigenschaften. Insbesondere kann die Zugfestigkeit bei Single-Wal­ led Carbon Nanotubes (SWCNT) bis zu 30 GPa und bei Multi-Walled Carbon Nanotu­ bes (MWCNT) bis zu 63 GPa bei einer relativen Dichte von 1,3 bis 1,4 g/cm3 erreichen. Somit erreichen die CNT ein ca. 100-mal besseres Zugfestigkeit-Dichte-Verhältnis als Stahl. Der E-Modul von CNT kann bis zu 4,15 TPa betragen und ist damit viel größer als der von beispielsweise Grafit mit 27 GPa und von Stahl mit 210 GPa. Analog zu den faserverstärkten Pulverlegierungen wurde auch hier die AlSi8Mg4Pulvermischungen mit Titanhydrid und CNT in der Kugelmühle und einem V-Mischer (siehe auch Abschn. 6.1.1) gemischt. Als Trennmittel wurde hier auch Stearinsäure ein­ gesetzt. In der Kugelmühle werden nur die Aluminium-, Silicium- und Magnesiumbe­ standteile der Legierung gemahlen, das Treibmittel und die CNT wurden nachfolgend in einem V-Mischer untergemischt. Pulverpresslinge, bei denen CNT und Treibmittel bzw. nur CNT schon in der Kugelmühle zugegeben wurden, zeigten keine Expansion. Die gemahlene und gemischte Pulverlegierung wurde in einem zweistufigen Press­ vorgang komprimiert. Die erste Pressstufe erfolgt einachsig bei Raumtemperatur mit 450 MPa über 90 s. Die zweite Pressstufe erfolgt bei 300 °C mit 450 MPa auch über 90 s (Tab. 6.4). Zur optimalen Einstellung der Parameter Mahldauer und Expansionsgrad – Press­ druck, Presszeit und Presstemperatur wurden nicht verändert – wurden die folgenden Untersuchungen durchgeführt. Das Ziel war es, bei einem Expansionsgrad um 500 % die CNT in nachfolgenden Versuchen unterzumischen. Die gepressten Pulverproben weisen je nach Mahlzeit bzw. Partikelgröße nach dem Pressen unterschiedliche relative Dichten auf. Der Pressling nach einer Mahlzeit

6.4 CNT-verstärkte Aluminiumschäume |

103

Tab. 6.4: Pressparameter für das Pressen der Legierungspulver. Quelle: [69] Pressstufe

Temperatur [°C]

Druck [MPa]

Zeit [s]

1 2

RT 300

450 450

90 90

von 4 h (Abb. 6.29 links) zeigt noch eine relativ große Anzahl von Poren bei einer rela­ tiven Dichte von 95,2 %. Die Messung der Fläche der Aluminiumpartikel im Pressling (blaue Kurve) ergab eine signifikante Verkleinerung im Vergleich zum gemahlenen, aber nicht gepressten Pulver (rote Kurve, Abb. 6.29 rechts).

Abb. 6.29: Pressling aus AlSi8Mg4 nach 4 h Mahldauer (links); Flächenvergleich von Aluminiumpar­ tikeln im gemischten und gemahlenen Pulver und im Pressling nach jeweils 4 h Mahldauer (rechts). Quellen: [69, 138]

Bei der Betrachtung der Abb. 6.30 fällt die geänderte Struktur im Vergleich zu Abb. 6.29 im Pressling auf. Es sind langgezogene Aluminiumpartikel mit mechanisch legierten bzw. anlegierten Bereichen (Silicium mit Aluminium) zu erkennen. Des Weiteren sind auch Anhäufungen von Siliciumpartikeln und aufgestapelte bzw. Schichten von län­ geren, flakeartigen Aluminiumpartikeln entstanden. Der in Abb. 6.30 dargestellte Pressling weist eine relative Dichte von 96,9 % auf. Somit hat die relative Dichte bei einer Erhöhung der Mahldauer bzw. durch eine Ver­ kleinerung der Partikelfläche zugenommen. Der Flächenvergleich der Aluminiumpar­ tikel in den Presslingen nach 4, 8 und 16 h ist in Abb. 6.31 dargestellt. Die Flächenab­ nahme ist deutlich bei einer Erhöhung der Mahldauer zu erkennen. Durch die Verklei­ nerung der Partikel können die Poren im nachfolgenden Pressprozess deutlich besser verschlossen werden. Die bisher betrachteten Pulverpresslinge wurden mit einen Durchmesser von ca. 30 mm und eine Höhe von ca. 20 mm hergestellt. Das Volumen betrug 14.134,5 mm3 . Während des Aufschäumens expandierte der Pressling ohne CNT (nach 4 h Mahldau­

104 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Abb. 6.30: Pressling aus AlSi8Mg4 nach 16 h Mahldauer. Quellen: [69, 138]

Abb. 6.31: Flächenvergleich der Aluminiumpartikel im Pressling nach 4, 8 und 16 h Mahldauer in der Kugelmühle. Quellen: [69, 138]

er) auf ein Volumen von ca. 64.125 mm3 . Dies entspricht einem Expansionsgrad von ca. 450 %. Nach Helwig liegen zufriedenstellende Expansionsergebnisse bei Alumini­ umschäumen um 500 % [85]. Die Abb. 6.32 zeigt Aluminiumschaumproben nach 4, 8, 16 und 30 h Mahldauer in der Kugelmühle mit den erreichten Expansionsergebnissen. Die besten Expansionen wurden bei 4 und 8 h Mahldauer mit ca. 450 und 620 % erzielt. Für homogen mechanische Kennwerte über eine Schaumprobe ist eine gleichmä­ ßige Verteilung der CNT in der gepressten Pulverprobe notwendig. Agglomerationen von CNT sollten dabei vermieden bzw. aufgebrochen werden. Vor der CNT-Zugabe wur­ den die AlSi8Mg4-Pulver wieder 4, 8, 16 und 30 h in der Kugelmühle gemahlen. An­ schließend erfolgte die Zugabe von 0,5 Gew.-% CNT in einem V-Mischer. Nach dem Pressen der gemischten Pulver wurden die Proben bei ca. 750 °C für ca. 300 s aufge­ schäumt.

6.4 CNT-verstärkte Aluminiumschäume | 105

Abb. 6.32: Aluminiumschaumproben AlSi8Mg4 nach 4, 8, 16 und 30 h Mahldauer in der Kugelmühle mit den entsprechenden Expansionsgraden. Quellen: [69, 138]

Für die weiteren Analysen zur Verteilung der CNT im Pressling werden die Press­ linge mechanisch gebrochen und unter dem Rasterelektronenmikroskop analysiert. Die Abb. 6.33 zeigt jeweils eine Aufnahme eines gebrochenen Presslings nach 4 h (links) bzw. nach 16 h (rechts) Mahldauer.

Abb. 6.33: REM-Aufnahmen: Presslinge aus AlSi8Mg4 + 0,5 Gew.-%-CNT nach 4 h (links) und nach 16 h Mahldauer (rechts). Quellen: [69, 138]

In Abb. 6.33 sind nach 4 und 16 h jeweils deutlich noch CNT-Agglomerationen in den Presslingen zu erkennen. Die Abb. 6.34 zeigt eine REM-Aufnahme einer mit CNT ver­ stärkten Aluminiumschaumprobe, die zuvor 4 h in der Kugelmühle gemahlen wurde. Die nach dem Pressen der Pulvermischung vorhandenen Agglomerationen (Abb. 6.33) wurden auch im Aufschäumprozess nicht aufgebrochen. Es wurde auch kein nennens­ wertes Expansionsergebnis erreicht (siehe auch Abb. 6.36). Bessere Ergebnisse wurden nach 30 h Mahldauer in der Kugelmühle erreicht. Für die letzte Stunde des Mahlprozesses wurde Stearinsäure zugegeben. Die CNT und das Treibmittel wurden auch hier anschließend im V-Mischer untergemischt. Die entstan­ denen Presslinge wurden mechanisch gebrochen und analysiert.

106 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Abb. 6.34: REM-Aufnahmen von CNT-Agglomerationen im Aluminiumschaum. Quelle: [69]

Abb. 6.35: REM-Aufnahmen eines mechanisch gebrochenen AlSi8Mg4-Pulverpresslings nach 30 h Mahldauer in verschiedenen Vergrößerungsstufen (a, b, c, d) ohne ersichtliche CNT-Agglomeratio­ nen. Quelle: [69]

Die Abb. 6.35 zeigt REM-Aufnahmen der gebrochenen Probe in verschiedenen Ver­ größerungsstufen. Die Abb. 6.35a zeigt eine Makroaufnahme des gebrochenen Pulver­ presslings. Die Abb. 6.35b bis d zeigen die gleiche Probe mit einer immer größer wer­ denden Vergrößerung. Die Untersuchungen haben gezeigt, dass nur minimale Agglo­ merationen in den untersuchten Pulverpresslingen vorlagen.

6.5 Aluminiumschaum-Hybridverbunde |

107

Obwohl ein Aufbrechen der CNT-Agglomerationen erreicht wurde, konnte bei gleicher Prozessroute, die auch zur Herstellung faserverstärkter Aluminiumschäume erfolgreich genutzt wurde, kein entsprechendes Aufschäumverhalten erreicht wer­ den. Die Abb. 6.36 zeigt einen Aufschäumversuch einer CNT-verstärkten Aluminium­ schaumprobe. Durch die relativ lange Mahldauer in der Kugelmühle konnten zwar die Agglomerationen aufgebrochen werden, aber die entstandene Schichtstruktur bzw. flakeartige Struktur der Pulverlegierung (siehe auch Abb. 6.7 und Abb. 6.30) verhin­ dert das Aufschäumen. Die Abb. 6.36 zeigt ein Beispiel für die nicht aufschäumbare Schichtstruktur.

Abb. 6.36: Aluminiumschaum aus AlSi8Mg4 0,5 Gew.-% CNT und Titanhydrid als Treibmittel. Quelle: [69]

6.5 Aluminiumschaum-Hybridverbunde Innovative Werkstoffsysteme nehmen heute hauptsächlich unter dem Aspekt der Energieeinsparungen in modernen Leichtbaustrukturen einen immer wichtiger wer­ denden Stellenwert ein. Dabei werden Materialien verschiedener Werkstoffklassen mit dem Ziel einer Steigerung ihrer individuellen Eigenschaften zu neuen oder ver­ besserten Materialkombinationen verbunden. Aluminiumschäume in Kombination mit Kunststoffen bieten sich hier als eine weitere Alternative an. Die dargestellten Hybridproben wurden aus geschlossen- und offenporigen Alu­ miniumschäumen sowie handelsüblichem Polypropylen (PP) und Polystyrol (PS) hergestellt. Der geschlossenporige Aluminiumschaum wurde im ALPORAS® -Verfah­

108 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

ren (siehe Abschn. 4.2.4) aus Reinaluminium mit herstellungsbedingten Anteilen von 1,5 % Calcium und 1,5 % Titan hergestellt [25, 26]. Die Proben wiesen eine Po­ rengröße von 4 bis 6 mm, eine Porosität von 89 bis 93 % sowie eine Dichte von ca. 0,25 g/cm3 auf. Der offenporige Aluminiumschaum der Fa. m-pore aus der Legierung AlSi7Mg besitzt eine Porengröße von 10 ppi (Pores per Inch) und kann idealisiert als Pentagondodekaeder beschrieben werden, dessen Kanten die Stege der Gitterstruk­ tur repräsentieren. Das Seitenverhältnis eines Pentagondodekaeders liegt theoretisch bei 1,6 : 1. Die Gitterstruktur des offenporigen Aluminiumschaumes besitzt hinge­ gen ein Seitenverhältnis vom großen zum kleinen Durchmesser von ca. 2,6 : 1 bei 10 ppi. Aufgrund des größeren Verarbeitungsfensterns von Thermoplasten gegenüber Duroplasten wurde für die Ummantelung der Aluminiumschäume handelsübliches Polypropylen- bzw. Polystyrol-Granulat mit einer Dichte von ca. 0,95 g/cm3 (PP) und 1,05 g/cm3 (PS) gewählt [25, 26, 112, 156, 157]. Die Abb. 6.37 zeigt hergestellte Kunststoff-Aluminiumschaum-Hybridverbunde. In diesem Herstellungsverfahren wurde der Aluminiumschaum mit den verwende­ ten Kunststoffen in einem Laborofen umgossen bzw. umschmolzen. Ziel war es, ei­ ne vollständig ummantelte Aluminiumschaumprobe zu erhalten (Abb. 6.37 links). Die Abb. 6.37 rechts zeigt jeweils einen Schnitt durch eine vollständig ummantelte Hybrid­ probe mit offen- und geschlossenporigem Aluminiumschaum als Kern.

Abb. 6.37: Vollständig ummantelte Hybridprobe mit einem geschlossenporigen Aluminiumschaum­ kern (rechts); Querschnitte durch ummantelte Hybridproben mit offen- und geschlossenporigen Aluminiumschaumkern. Quelle: [112]

Durch die Kunststoffummantelung von Aluminiumschäumen wird der Anwendungs­ bereich der Aluminiumschäume erweitert. Es können endkonturnahe Bauteile und Halbzeuge hergestellt werden, die definierte Oberflächeneigenschaften aufweisen können. Des Weiteren werden die Anwendung von Füge- und Verbindungstechnolo­ gien (z. B. In- und Onserts) an und die Krafteinleitungen in solche hybriden Halbzeuge ermöglicht.

6.5 Aluminiumschaum-Hybridverbunde |

109

Um eine Vergleichbarkeit der Eigenschaften der Hybridverbunde mit Monoalu­ miniumschäumen zu ermöglichen, wurden Druckversuche durchgeführt. Der Druck­ versuch wurde gewählt, da hier die bisher wichtigste Eigenschaften der Aluminium­ schäume, das Energieabsorptionsvermögen, erfasst, aufgezeichnet und bewertet wer­ den kann. Für die Untersuchungen wurden die Hybridproben in Anlehnung an DIN ISO 614 mit einem Halbkugelstempel (Ø 20 mm) auf Druck belastet. Durch eine Prüfgeschwin­ digkeit von 1 mm/min konnte ein quasistatischer Druckversuch realisiert werden. Die Abb. 6.38 zeigt die ermittelten Spannungs-Stauchungskurven.

Abb. 6.38: Spannungs-Stauchungsverlauf und Versuchsaufbau der Stempeldruckversuche. Quelle: [69]

Die Tab. 6.5 zeigt die Materialvarianten der für den Stempeldruckversuch der herge­ stellten Proben. Im Diagramm sind für jede hergestellte Variante jeweils zwei ermittel­ te Kurven dargestellt. Die Unterschiede innerhalb der gleichen Materialvarianten sind auf die Porengröße und -lage im Aluminiumschaumkern zurückzuführen. Es kann aber eine Tendenz im Verhalten abgeleitet werden. In Tab. 6.5 sind die Materialva­ rianten der hergestellten Proben näher erklärt. Die dargestellten Spannungs-Stauchungsverläufe zeigen deutlich den Unter­ schied zwischen reinem Aluminiumschaum und den Werkstoffverbunden aus Alumi­ niumschaum und Kunststoff. Wirkt den Referenzproben (Aluminiumschaumproben) bei äußerlich einwirkenden Kräften kaum ein Widerstand entgegen, so zeigen die Hy­ bridproben einen signifikanten Anstieg im Spannungs-Stauchungsdiagramm. Einen

110 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Tab. 6.5: Materialvarianten der hergestellten Versuchsproben. Quelle: [69] Material

Bezeichnung Darstellung im Diagramm

Offenporiger Al-Schaum Geschlossenporiger Al-Schaum Geschlossenporiger Al-Schaum mit 3 mm PP-Mantel Geschlossenporiger Al-Schaum mit Glasfasermatte und 3 mm PP-Mantel Geschlossenporiger Al-Schaum mit 3 mm PS-Mantel

O–0 G–0 G – 3 PP G – 3 GF

Hellgraue gepunktete Linie Hellgraue durchgezogene Linie Graue gestrichelte Linie Schwarze, dünne Linie

G – 3 PS

Schwarze, dicke Linie

nahezu gleichen Verlauf zeigen die Werkstoffverbunde bis ca. 10 N/mm2 . Fällt der Anstieg im weiteren Verlauf bei den meisten Hybridproben geringfügig ab, so ist der Widerstand bei den Proben mit einer Glasfasermatte zwischen Aluminiumschaum­ kern und Kunststoffmantel bis ca. 15 N/mm2 höher als bei den anderen Versuchspro­ ben. Den typischen Plateauverlauf der Aluminiumschäume im Druckversuch zeigen auch die Verbundproben mit Kunststoffummantelung. Eine Ausnahme bildet die Probe G – 3 PS, deren PS-Ummantelung aufgrund der besseren mechanischen Eigen­ schaften gegenüber PP bei äußerer Belastung nicht in kleine Teile bricht (sprödes Werkstoffverhalten), sondern großflächig der äußeren Krafteinleitung entgegenwirkt. Die Dichtebestimmung für die Hybridproben mit einem geschlossenporigen Alu­ miniumschaumkern wurde theoretisch mittels volumenanteiliger Gewichtung der Werkstoffdichten der Verbundpartner berechnet (Gleichung 6.1). g g g ρ Gesamt = (0,9 3 ⋅ 15 %) + (0,25 3 ⋅ 85 %) = 0,35 3 (6.1) cm cm cm Der erste Summand in Gleichung 6.1 berücksichtigt den Kunststoffanteil und der zweite Summand den Aluminiumschaumanteil in der Hybridprobe. Für die verwen­ dete Werkstoffkombination wurde eine theoretische Dichte von ρGesamt = 0,35 g/cm3 berechnet (Gleichung 6.1). Aufgrund der unregelmäßig großen Poren an den Schaum­ oberflächen ergab sich bei den hergestellten Hybridproben ein von der theoretischen Dichte abweichender realer Dichtewert von ρHybrid = 0,56 g/cm3 . Die ermittelten Dichten hängen dabei stark von der Verteilung der unterschiedlichen Größe der äu­ ßeren Poren im geschlossenporigen Aluminiumschaum ab. Ein Vergleich der Dichten der Hybridproben mit den Dichten des geschlossenpo­ rigen Aluminiumschaumes (ρAl−Schaum = 0,25 g/cm3 ) und dem verwendeten Polypro­ pylen (ρPP = 0,95 g/cm3 ) verdeutlicht das Leichtbaupotenzial dieser Werkstoffkom­ bination. Mit Aluminiumschaum verstärkte Kunststoffbauteile zeigen eine geringere Dichte als ein vergleichbares Metall- bzw. Kunststoffbauteil, besitzen aber die Eigen­ schaften beider Materialien. Die Abb. 6.39 zeigt die Ergebnisse einiger Druckversuche im Vergleich in Anleh­ nung an DIN ISO 614. Hierbei sind die Kurven für offen- und geschlossenporigen Alu­ miniumschaum in hell- bzw. dunkelgrün, für einen geschlossenporigen Aluminium­ schaum mit jeweils 3 mm PP- bzw. PS-Ummantelung in braun und blau dargestellt. Im

6.5 Aluminiumschaum-Hybridverbunde |

111

Druckversuch zeigen die Hybridverbunde (braune und blaue Kurven) eine in Abhän­ gigkeit des Kunststoffes und der Dicke der Ummantelung höhere Kraftaufnahme als die Monoaluminiumschäume (hell- und dunkelgrüne Kurven). Die zugehörige Ener­ gieabsorptionswerte und -kurven in Abhängigkeit der Materialvarianten und der Stau­ chung nach DIN ISO 614 zeigt die Abb. 6.40.

Abb. 6.39: Ergebnisse von Druckversuchen für offen- und geschlossenporigen Aluminiumschaum so­ wie geschlossenporigen Aluminiumschaum mit 3 mm PP- und 3 mm PS-Ummantelung (in Anlehnung an DIN ISO 614). Quelle: [69]

Die Hybridproben (blaue und braune Kurve) zeigten in den durchgeführten Druck­ versuchen eine erhöhte Kraftaufnahme, eine höhere Plateauspannung und eine er­ höhte Energieabsorption als die Monoaluminiumschäume. Für den Monoaluminium­ schaum betrug die ermittelte Plateauspannung 5,39 MPa, für die Schäume mit 1,4 mm Polystyrol (PS)-Ummantelung (Hybrid 1) 20,68 MPa und für die Schäume mit 2,8 mm PS-Ummantelung (Hybrid 2) 44,82 MPa. Durch eine Ummantelung mit Polystyrol konnte in diesen Untersuchungen eine Steigerung der Plateauspannung um 280 bzw. 730 %, bei gleichzeitiger Gewichtsein­ sparung im Vergleich zum Monokunststoffbauteil mit den gleichen geometrischen Ab­ messungen, erreicht werden. Die erzielten Ergebnisse sind in Tab. 6.6 zusammenge­ stellt. Der Aluminiumschaum weist eine spezifische Energieabsorption von 2 MJ/m3 , mit einer 1,4 mm dicken PS-Ummantelung von 6,9 MJ/m3 und mit einer 2,8 mm PSUmmantelung von 14,4 MJ/m3 auf. Durch eine Polystyrol-Ummantelung von ca. 2,8 mm Dicke des Aluminiumschaumkerns wurde eine ca. 7-fache Steigerung der spezifischen Energieabsorption erreicht.

112 | 6 Forschungs- und Entwicklungsansätze

Abb. 6.40: Ergebnisse der ermittelten Energieabsorptionen in Abhängigkeit der Materialvarian­ ten (für offen- und geschlossenporigen Aluminiumschaum sowie geschlossenporigen Aluminium­ schaum mit 3 mm PP- und 3 mm PS-Ummantelung in Anlehnung an DIN ISO 614). Quelle: [69] Tab. 6.6: Erreichte Kennwerte der Hybridproben nach DIN ISO 614. Quelle: [69]

Plateauspannung [MPa] Material der Ummantelung Wandstärke der Kunststoffummantelung [mm] Steigerung der Plateauspannung [%] Spez. Energieabsorption [MJ/m3 ]

Aluminiumschaum

Hybrid 1

Hybrid 2

2,39 – – – 2,01

20,68 Polystyrol 1,4 280 6,92

44,82 Polystyrol 2,8 730 14,36

Durch die Verwendung von geschlossenporigen Aluminiumschäumen konnte durch die sehr strukturierte bzw. kraterförmige Oberfläche des Schaumes ein guter Form- und Kraftschluss zwischen den Werkstoffpartnern erreicht werden.

7 Zusammenfassung und Ausblick Aktuelle und zukünftige Forschungs- und Entwicklungstrends richten sich an den ak­ tuell definierten Megatrends 2030 in unserer Gesellschaft aus. Die Themen „Mobilität im Alter“ (u. a. Themen wie beispielsweise der demografische Wandel und die Urbani­ sierung) und „Energie und Ressourceneffizienz“ nehmen dabei eine zentrale Rolle ein. Im Jahr 2030 werden 29 % der Menschen in den Industrieländern 60 Jahre und älter sein. Diese gesellschaftlichen Entwicklungen fördern und fordern die Entwicklungen neuer insbesondere leichter und beanspruchungsgerechter Werkstoffe und Werkstoff­ systeme. Poröse Metalle, insbesondere die Aluminiumschäume, bieten sich hier als eine innovative Lösung an. Die grundlegenden Herstellungsverfahren über die schmelz­ metallurgische und pulvermetallurgische Route sind bekannt, allerdings weisen sie immer noch Schwächen bei den mechanischen Eigenschaften auf. Gerade die Erhö­ hung der Festigkeiten – gepaart mit den guten Energieaufnahmevermögen – können zukünftig die Anwendungen dieser Werkstoffklasse stark erweitern. Durch eine Ver­ änderung der Pulverlegierungen bei der pulvermetallurgischen Route werden auch die Herstellungsparameter und damit einhergehend die Eigenschaften der Alumini­ umschäume verändert. Auf dieser Grundlage war es das Ziel der vorliegenden Arbeit, neuartige Werkstoff­ kombinationen und Herstellungsprozesse mit Aluminiumschäumen zu entwickeln und deren Machbarkeit und Potenzial nachzuweisen bzw. aufzuzeigen. Es bieten sich generell zwei Möglichkeiten an. Zum einen kann die verwendete Le­ gierung verändert werden oder es können Verstärkungsmaterialien eingebracht wer­ den. Damit wird ein Verbundwerkstoff auf Aluminiumschaumbasis entwickelt. Zum anderen können Bauteile aus Aluminiumschaum mit anderen Materialien umhüllt bzw. ummantelt werden. Im Bereich des Leichtbaus bieten sich hier die Kunststoffe an. Insgesamt zeigen 31 Parameter einen Einfluss auf die Herstellung von verstärk­ ten Aluminiumschäumen nach der pulvermetallurgischen Route (siehe Abb. 6.3). Das zusätzliche Einbringen von Fasern oder auch CNT erforderte die Analyse des gesam­ ten Herstellungsprozesses, um einen verstärkten Aluminiumschaum mit einer relativ gleichmäßigen Verteilung von 2 bis 3 mm großen Poren und einer Expansionsrate von über 500 % herstellen zu können. Die Entwicklung bzw. der Herstellungsprozess von CNT- und faserverstärkten Aluminiumschäumen gliedert sich in die folgenden Teil­ schritte: – Auswahl der Legierung. In dieser Arbeit wurde eine AlSi8Mg4-Pulverlegierung mit 0,5 Gew.-% TiH2 als Treibmittel und 2 Gew.-% Glasfasern bzw. 0,5 Gew.-% CNT verwendet. – Dispergieren der CNT. Die Dispergierung wurde in der vorliegenden Arbeit in ei­ nem Ultraschallbad durchgeführt. https://doi.org/10.1515/9783110681758-007

114 | 7 Zusammenfassung und Ausblick

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Mischen und mechanisches Legieren der Pulvermischungen in einer eigens ent­ wickelten Kugelmühle. Die Fasern bzw. CNT wurden anschließend in einem V-Mi­ scher zugemischt. Pressen des Pulver-Faser- bzw. CNT-Gemisches in einem zweistufigen Prozess. Bei den glasfaserverstärkten Presslingen wurde im ersten Schritt bei Raumtem­ peratur mit ca. 300 MPa gepresst. Im zweiten Schritt wurde bei ca. 300 °C mit ca. 640 MPa gepresst. Beide Pressstufen dauerten jeweils ca. 90 s. Bei den CNT-ver­ stärkten Presslingen wurde in der ersten Stufe bei Raumtemperatur mit 450 MPa und in der zweiten Stufe bei 300 °C mit 450 MPa jeweils über 90 s gepresst. Ziel war es, eine möglichst hohe relative Dichte zu erzielen. Aufschäumen der Presslinge in einem eigens dafür entwickelten Wärmeprozess bei ca. 750 °C für ca. 300 s. Ziel war es, den größten Anteil des Wasserstoffs im Temperaturbereich des Schmelzintervalls der verwendeten Legierung freizuset­ zen. Abkühlen des Aluminiumschaumes.

Wird ein Parameter bei der Herstellung verändert, muss die ganze Prozesskette neu ausgelegt werden. Nach der Entwicklung der einzelnen Prozess- und Herstellungsket­ ten konnten glasfaserverstärkte und kohlenstofffaserverstärkte Aluminiumschäume hergestellt werden. Mit einem Fasergehalt bis zu 2 Gew.-% konnten Expansionsraten zwischen 500 und 600 % sowie eine Verbesserung der mechanischen Kennwerte er­ reicht werden. Bei der Herstellung von CNT-verstärkten Aluminiumschäumen konn­ ten die Agglomerationen nach 30 h Mahldauer in der Kugelmühle und anschließen­ dem Untermischen der CNT aufgebrochen werden, aber es wurde keine nennenswerte Expansion erreicht. Erste Untersuchungen für eine mögliche industrielle Umsetzung beschränkten sich bisher auf das Aufschäumen glasfaserverstärkter Aluminiumschäume in einem industriellen Durchlaufofen. Bei dem Ofen handelte es sich um einen Durchlaufofen mit 18 Zonen (neun oben, neun unten) in einer 6 m langen Heizstrecke. Die Zonen sind alle einzeln ansteuerbar. Es wurden Expansionsraten von glasfaserverstärkten Alumi­ niumschäumen zwischen 300 und 400 % mit einer relativ feinen und gleichmäßigen Porenverteilung erreicht (Abb. 7.1). Eine zweite Möglichkeit, das Eigenschaftspotenzial von Aluminiumschäumen zu vergrößern, ist die Kombination mit Kunststoffen als Hybridbauteil. Das Konzept war, das geringe Gewicht und die hohe Steifigkeit der geschlossenporigen Alumi­ niumschäume als Kern in einem Kunststoffbauteil einzusetzen. Der Kunststoff bietet hierbei den Vorteil, da er schmelzflüssig verwendet wurde, mit der stark strukturierten Oberfläche des Aluminiumschaumes einen guten Kraft- und Formschluss einzugehen sowie für ein späteres Bauteil eine definierte Bauteiloberfläche zu bilden. Als Kunst­ stoffe wurden für die Ummantelung handelsübliches Polystyrol und Polypropylen eingesetzt. Mit diesen Hybridmaterialien konnte in Abhängigkeit der Wandstärke eine Steigerung der Plateauspannung auf 280 % (bei 1,4 mm PS-Wandstärke) und

7 Zusammenfassung und Ausblick |

115

Abb. 7.1: Ergebnis von Aufschäumversuchen in einem industriellen 18 Zonen Durchlaufofen. Ausgangsmaterial war ein 50 g schwerer Faser-Pulver-Pressling. Quelle: [69]

auf 730 % (bei 2,8 mm PS-Wandstärke) erhöht werden. Die Plateauspannung (siehe Abschn. 4.1.1) ist ein im Spannungs-Stauchungsversuch ermittelter entscheidender Materialkennwert bei der Charakterisierung von Aluminiumschäumen. Durch die Er­ höhung der Plateauspannung konnte auch das Energieabsorptionsvermögen um den Faktor sieben gesteigert werden. Die entwickelten Materialkonzepte und Prozessrouten und der Nachweis der Machbarkeit stellen die Grundlage für das Erschließen eines neuen wissenschaftli­ chen Gebietes dar. Vor dem Hintergrund einer industriellen Umsetzung müssen sich hier weitere Un­ tersuchungen zur Temperaturführung, beispielsweise in einem industriellen Durch­ laufofen mit einer Analyse der mechanischen Eigenschaften, anschließen. Des Weite­ ren ist es bei einer längeren Temperaturstrecke sinnvoll, die Ausrichtung der verwen­ deten und beschichten Glasfasern in einem Durchlaufofen zu integrieren (intrinsische Prozesskette). Für Kunststoffbauteile mit einem Aluminiumschaumkern müssen in der indus­ triellen Umsetzung Untersuchungen auf aktuellen 3 K- oder 4 K -Spritzgießmaschi­ nen erfolgen. Je nach Strukturierung der Schaumoberflächen und der Komplexität der Schaumkerne sowie bei der Verwendung verschiedener Kunststoffe sind mehre­ re Anspritzpunkte erforderlich. Vor diesem Hintergrund müssen sich grundlegende Untersuchungen und Simulationen zum Umspritzen von Aluminiumschäumen (Be­ trachtung der Fließwege und Fließfronten der verwendeten Kunststoffe) anschließen. Aus diesen industriellen Umsetzungen der zwei dargestellten Schaumkonzepte können nachfolgend auch Erkenntnisse für das weitere Optimieren der Werkstoffe und Verstärkungsmaterialien und der Prozesse abgeleitet werden. Prozess-, Material­ simulationen und Berechnung müssen das Untersuchungsprogramm ergänzen, um ein zeitaufwendiges Versuchsprogramm zu minimieren.

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Stichwortverzeichnis ALPORAS® 39 Aluminium 1, 2 Aluminiumcarbide 82, 83 Aluminiumlegierung 10 Aluminiummatrix 93 Aluminium-Matrix-Composites 77 Aluminiumpartikel 88 Aluminiumpulverpresslingen 92 Aluminiumschäume 3, 8, 15 Aluminiumschaumherstellung 30 Aluminiumschaumkern 9, 110 Aluminiumschaumkugeln 22, 40 Aluminiumschaumprobe 93, 105 Aluminiumschaumteile 49 Aluminiumschmelze 39 Anisotropie 58 Aspektverhältnis 78 Aufschäumverhalten 29 Biegefestigkeit 14 Biegesteifigkeit 68 Biokompatibilität 11 Bruchdehnung 78 Carbon Nanotubes 14, 79 Carbonyleisen 46 CNT 80, 93, 101, 105 CNT-Agglomerationen 107 Computertomografie 72 Dehngrenze 73 Dichte 13, 15, 20, 36, 54, 57, 63 Diffusionsbarriere 25 Drainage 24, 32, 33 Druckeigenschaften 69 Druckfestigkeit 74 Druckguss 49 Druckversuch 67, 109, 111 duktilen 21 Durchströmbarkeit 55 Einflussgrößen 14 E-Modul 65, 69, 100, 102 Energieabsorption 14, 74, 99 Energieabsorptionseffizienz 99 Energieabsorptionsvermögen 19, 109 Energieaufnahmevermögen 15, 21 https://doi.org/10.1515/9783110681758-009

Energiebedarf 1 Expansionskoeffizienten 92 Expansionskurve 42 Expansionsverhalten 92 Expansionsvermögen 11 Expansionsvolumen 27 Faserverstärkung 20 Feinguss 56 Feingussverfahren 57 Festigkeit 13, 15, 66, 73 Festphasenanteil 50 Foamlike Metal 6 Füllmaterial 17 Gasblasen 17 Gaseinblasen 36 Gaseinblasverfahren 35, 37 Gasphasenabscheidung 74 Gefüge 61 Gießereiformsande 58 Glasfasern 80, 93, 95 Glasfaserverstärkung 100 Glashohlkugeln 48 Granulate 17 Herstellungsverfahren 6, 18, 35 Hochdruckprozess 51 Hohlkugeln 16 Hohlkugelstrukturen 17, 19, 43 Hohlprofil 21 Hybridverbunde 8, 109 Hydride 24 Implantate 58 Infiltrationsgießen 38 Integralschaumbauteilen 49 Katalysator 55 Koaleszenz 24, 32, 33 Kohlefaser 95 Kohlenstofffasern 78, 80, 93 Kohlenstoffnanofasern 79 Kompaktierungsgrad 30 Kompaktierungsverfahren 23 Konstruktionsrichtlinien 13 Kornfeinung 10 Korrosionsbeständigkeit 11

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Korrosionsrate 65 Kunststoffmantel 110 Lebensdauer 13 Legierungsschäume 59 Leichtbau 1 Leichtbaupotenzial 81 Leichtbaustrategien 2 Leichtbaustrukturen 107 Leichtbauthemen 2 Magnesium 2, 11 Mahldauer 89 Makrostruktur 56, 62 Masseverteilungsbeiwert 69 Materialsubstitution 63 mechanische Festigkeiten 93 mechanisches Legieren 86–88, 103 Medizintechnik 11 Mesostruktur 62 Messingschäume 56 Metallhohlkugeln 3 Metallhydriden 31 metallische Schäume 3 Metallmatrix 10 Metallpulvern 17 Metallpulverrohling 32 Metallpulverschlicker 45 Metallschäume 2, 3, 6, 9, 10, 12, 13, 32 Metallschaumoberflächen 8 Metallschwamm 16 Metal-Matrix-Composites 77 Mikrostruktur 78 Modellvorstellungen 70 nanokristalline Werkstoffe 76 nanoporös 17 Negativform 56 Nickelbasispulvern 46 Nickelbeschichtung 26 Niederdruckgießverfahren 38 Niederdruckprozess 50 Oberflächenpotenzial 85 Oberflächenspannung 40, 45 offenporige Metallschäume 53 offenporigen Schäume 10 Partikelgröße 23 Phasenanteile 61

Plateauspannung 69, 111 Platzhalter 7, 17, 38, 48 Platzhalterverfahren 19, 58 Poren 3 Porengröße 3, 13 Porenmorphologie 65 Porenstruktur 27, 31 Porenvolumen 15 porös 3, 8 poröse Metalle 13 Porosität 29, 53, 62 Prozessparameter 13 Pulver-Faser-Gemisches 86 pulvermetallurgisch 31 pulvermetallurgische Route 80 pulvermetallurgische Verfahren 6 Pulvermischung 93 Pulverpressling 30, 98 Reibrührschweißen 52 Reibrührschweißprozess 52 relative Dichte 64, 71 Ressourcenschonung 1 Restporosität 20 Rohstoffeigenschaften 23 Rotationsellipsoiden 90 Sandwichstrukturen 68 Sandwichverbund 3, 41 Schäumbarkeit 50 Schaumeigenschaften 23 Schaumexpansion 24, 28 Schaumkollaps 24 Schaumoberfläche 8 Schäumparameter 23 Schaumplatten 36 Schaumstabilität 32 Schmelzintervall 84 Sekundärporosität 97 Siliciumcarbid 36 Siliciumpartikel 88 Sinterverfahren 59 Solidustemperatur 10, 22 Spannungsplateau 19, 74 SRSS-Verfahren 46 Stauchversuche 44 Steifigkeit 66, 74, 77 Strukturebenen 61

Stichwortverzeichnis

syntaktisch 16 syntaktische Schäume 38 Tantal 9 Textur 78 TiH2 27 Titanhydrid 23, 27, 30 Titanhydridpartikel 88 Treibmittel 22–24, 50 Treibmittelpartikel 25 Treibmittelpartikelgröße 29 Trennmittel 102 Triple Junctions 76 Verformbarkeit 21 Verschweißen 88 Verstärkungselement 10 Verstärkungskomponenten 82 Viskosität 34 Viskositätssteigerung 39 Volumenelemente 49 Volumenzunahme 29 Wärmebehandlung 31 Wasserstofffreisetzung 25 Wasserstoffgehalt 24 Werkstoffsysteme 13, 107 Wirbel 50 Zellstegen 32 Zellstruktur 62 zellulare metallische Werkstoffe 13 Zellwänden 32 Zersetzungstemperatur 84 Zeta-Potenzial 85 Zirkonhydrid 30 Zugfestigkeit 14

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