Auswirkungen von Aktivgaszumischungen im vpm-Bereich zu ...€¦ · CCD charged coupled device CO Kohlenmonoxid CO 2 Kohlendioxid CH 3 Methyl CrNi Chrom-Nickel-Stahl e-Elektron EDA

Auswirkungen von Aktivgaszumischungen im vpm-Bereich zu Argon auf das MIG-

Impulsschweißen von Aluminium

von Diplom-Ingenieur Sven-Frithjof Goecke

aus Potsdam

von der Fakultät V - Verkehrs- und Maschinensysteme der Technischen Universität Berlin

zur Erlangung des akademischen Grades

Doktor der Ingenieurswissenschaften - Dr.-Ing. -

genehmigte Dissertation

Promotionsausschuss:

Vorsitzender: Prof. Dr.-Ing. Eckart Uhlmann Berichter: Prof. Dr.-Ing. Dr. h.c. Lutz Dorn Berichter: Prof. Dr.-Ing. habil. Gabriele Nutsch

Tag der wissenschaftlichen Aussprache: 9. August 2004

Berlin 2004 D 83

ZUSAMMENFASSUNG

Zusammenfassung Die Auswirkungen von Stickstoff, Sauerstoff und Wasserstoffzumischungen im vpm-Bereich zu Argon auf das MIG-Impulsschweißen von Aluminium werden mittels mechanisch-technologischer Untersuchungen, der Hochgeschwindigkeitskinemato-grafie und der Emissions-Spektroskopie ermittelt.

Sowohl Stickstoff- als auch Sauerstoffzumischungen bewirken bereits unter 0,1 % eine erhebliche Erhöhung des Einbrands und eine Verringerung der Mikroporosität gegenüber Reinargon, während durch Wasserstoffzumischung bis etwa 0,1 % die Mikroporosität kaum beeinflusst wird.

Aufgrund einer Erhöhung der Lichtbogenstabilität verbessert sich die Prozess-sicherheit durch geringe molekulare Aktivgaszumischungen im Al-Dünnblechbereich. Metalldampf im Kernbereich des MSG-Lichtbogens führt mit einer ausgeprägten Strömung in Richtung Schmelzbad zu einer Kühlung des Plasmas. Dabei erhöhen Stickstoff- und Sauerstoffzumischung den Metalldampfpartialdruck im Lichtbogen-plasma und kontrahiert den Metalldampfstrahl. Verstärkte Elektronenemission an der Kathodenoberfläche durch hocherhitzte Metalloxide bzw. –nitride verbessert die elektrische Leitfähigkeit begleitet von einer Erhöhung des Plasma-Ionisierungsgrads.

Abstract Effects of nitrogen, oxygen and hydrogen admixtures in the vpm range to argon on pulsed MIG welding of aluminium are studied by mechanical-technological investigations, high speed film and emission spectroscopy.

Nitrogen as well as oxygen admixtures of even below 0.1 % cause an considerable increase of penetration and decrease of porosity compared to argon, while hydrogen barely effects porosity up to 0.1 %.

In the aluminium thin sheet range the process stability is enhanced by admixing small amounts of molecular active gases due to an higher arc stability. A cooling of the plasma is caused by a metal vapour flow in the centre of the MIG arc column. The partial metal vapour pressure in the arc plasma will be increased by nitrogen and oxygen admixtures and the metal vapour jet contracts. An increased electron emission from the cathode surface improves the electrical conductance followed be an increase of the plasma ionisation rate.

Schlagwörter: MIG; Schweißen; Gas; Aluminium: Magnesium; Spektroskopie; Plasma; Lichtbogen; Metalldampf

Keywords: GMAW; welding; gas; aluminium; magnesia; spectroscopy; plasma; arc; metal vapour

WIDMUNG

für

meinen Vater

INHALTSVERZEICHNIS I

INHALT

FORMELZEICHEN- UND ABKÜRZUNGSVERZEICHNIS..........................................1

1 EINLEITUNG ..........................................................................................................4

2 ZIELSETZUNG .......................................................................................................7

3 STAND DER TECHNIK...........................................................................................9

3.1 Besonderheiten beim Schweißen von Aluminiumlegierungen.........................9 3.1.1 Oxidbildung ..........................................................................................10 3.1.2 Porenbildung ........................................................................................12 3.1.3 Heißrissbildung ....................................................................................13 3.1.4 Spritzerbildung .....................................................................................14 3.1.5 Wärmeausdehnung und Wärmeleitfähigkeit.........................................16

3.2 Der Metall-Inert-Gas-Schweißprozesses.......................................................17 3.2.1 Pulsen des MSG-Schweißprozesses ...................................................18 3.2.2 Physikalische und technologische Grundlagen ....................................19

3.3 Einfluss molekularer Zumischungen im Schutzgas Argon.............................21 3.3.1 Stickstoffhaltige Schutzgase ................................................................23 3.3.2 Sauerstoffhaltige Schutzgase...............................................................27 3.3.3 Wasserstoffhaltige Schutzgase ............................................................29

3.4 Methoden zur quantitativen Analyse des MIG-Lichtbogenplasmas ...............32 3.4.1 Experimentelle Methoden.....................................................................32 3.4.2 Mathematische Modelle .......................................................................33 3.4.3 Metalldampfeinfluss..............................................................................35 3.4.4 Ionisationsgrad.....................................................................................40 3.4.5 Transporteigenschaften........................................................................40

4 ZIELSETZUNG DER ARBEIT UND VORGEHENSWEISE...................................46

4.1 Werkstoffauswahl ..........................................................................................46

4.2 Vorgehensweise ............................................................................................47

5 VERSUCHSBEBINGUNGEN................................................................................49

5.1 Versuchswerkstoffe .......................................................................................49 5.1.1 Probenwerkstoff ...................................................................................50 5.1.2 Zusatzwerkstoffe ..................................................................................51 5.1.3 Schutzgase ..........................................................................................52

5.2 Versuchseinrichtungen ..................................................................................53 5.2.1 Gasmischanlage ..................................................................................53 5.2.2 Energiequelle .......................................................................................54 5.2.3 Fahrwerke ............................................................................................55 5.2.4 Messdatenerfassung............................................................................56 5.2.5 Spritzermessung ..................................................................................57

II INHALTSVERZEICHNIS

5.3 Schweißversuche.......................................................................................... 59 5.3.1 Versuchsaufbau................................................................................... 59 5.3.2 Nahtvorbereitung und Oberflächenreinigung ....................................... 59 5.3.3 Schweißversuchsdurchführung ........................................................... 60

5.4 Mechanisch-technologische Untersuchungen............................................... 61 5.4.1 Sichtprüfung ........................................................................................ 62 5.4.2 Metallografische Untersuchung ........................................................... 62 5.4.3 Zugprüfung .......................................................................................... 64

5.5 Hochgeschwindigkeitskinematografie ........................................................... 65 5.5.1 Versuchsaufbau................................................................................... 65 5.5.2 Versuchsdurchführung......................................................................... 66

5.6 Spektroskopie ............................................................................................... 67 5.6.1 Versuchsaufbau................................................................................... 67 5.6.2 Justage der Eingangsoptik .................................................................. 70 5.6.3 Triggerregime ...................................................................................... 71 5.6.4 Kalibrierung ......................................................................................... 73 5.6.5 Versuchsdurchführung......................................................................... 75

6 VERSUCHSAUSWERTUNG................................................................................ 76

6.1 Mechanisch-technologische Auswertung...................................................... 76 6.1.1 Niederschlag auf der Werkstückoberseite ........................................... 76 6.1.2 Spritzerbildung..................................................................................... 80 6.1.3 Metallographische Untersuchungen .................................................... 82 6.1.4 Zusammenfassung und Diskussion ..................................................... 88

6.2 Elektrische Schweißprozessgrößen.............................................................. 90 6.2.1 Einführung ........................................................................................... 90 6.2.2 Auswertung der elektrischen Schweißprozessgrößen ......................... 90 6.2.3 Zusammenfassung und Diskussion ..................................................... 95

6.3 Hochgeschwindigkeitskinematografie des Werkstoffübergangs ................... 98 6.3.1 Auswertung der kinematografischen Untersuchungen ........................ 98 6.3.2 Zusammenfassung und Diskussion ................................................... 102

6.4 Emissions-Spektroskopie des Lichtbogenplasmas ..................................... 104 6.4.1 Grundlagen der Emissions-Spektroskopie......................................... 104 6.4.2 Radiale Flächenstrahldichteprofile..................................................... 118 6.4.3 Temperaturprofil aus der Methode nach Bartels................................ 124 6.4.4 Temperaturprofile aus der relativen Methode .................................... 126 6.4.5 Plasmazusammensetzung und Temperaturprofil aus dem

nichtlinearen Gleichungssystem ........................................................ 130 6.4.6 Vergleich der radialen Temperaturprofile........................................... 137 6.4.7 Diskussion und Schlussfolgerungen.................................................. 140

6.5 Zusammenfassung und Ausblick ................................................................ 145

7 LITERATURVERZEICHNIS ............................................................................... 148

8 ANHANG ..............................................................................................................A1

FORMELZEICHEN- UND ABKÜRZUNGSVERZEICHNIS 1

FORMELZEICHEN- UND ABKÜRZUNGSVERZEICHNIS

Formelzeichen Bezeichnung Wert bzw. Einheit

Naturkonstanten c Lichtgeschwindigkeit, Vakuum 2,998 · 108 m s-1 h Planck´sches Wirkungsquantum 6,626 · 10-34 J s kB Boltzmann-Konstante 1,380 · 10-23 J K-1 NA Avogadro-Konstante 6,022 · 1023 mol-1

allgemeine Formelzeichen vS Schweißgeschwindigkeit m min-1 p0 Normaldruck 0,1 MPa r Radius mm TS Schmelztemperatur K, °C x, y, z karthesische Ortskoordinaten mm λ Wellenlänge nm ϕ, θ polare Ortskoordinaten ° ν Frequenz der emittierten Linienstrahlung s-1

im Zusammenhang mit elektrischen Prozessgrößen: f Impulsfrequenz Hz IIndex Strom A PIndex Leistung W tIndex Dauer ms UIndex Spannung V

Indizes: a ansteigende Flanke f fallende Flanke

G Grundphase krit kritisch für sprühenden Werkstoffübergang

m mittel P Impulsphase S Triggerschwellwert für spektroskopische Messung s Schweiß tr transiente Momentanwerte

im Zusammenhang mit der Nahtgeometrie: Näq Nahtgeometrie-Äquivalent hIndex Höhe mm bIndex Breite mm

Indizes: G Gesamthöhe N Nahtüberhöhung bzw. -breite W Wurzelüberhöhung bzw. -breite

2 FORMELZEICHEN- UND ABKÜRZUNGSVERZEICHNIS

im Zusammenhang mit der Spritzermessung: vDr Drahtfördergeschwindigkeit m min-1 S Spritzeranteil pro abgeschmolzene Drahtmasse % ρ längenspezifische Drahtmasse g m-1 lIndex Länge mm mIndex Masse g

Indizes: Dr Draht, abgeschmolzen

Dr,m Draht, gemessen Ende Endstück, gemessen

im Zusammenhang mit plasmaphysikalischen Größen:

c Konzentration % LvK Kuppenstrahldichte W (m2 sr)-1 Kl Längenkalibrierfaktor für spektroskopische Messung mm Streifen-1 T*

z Normtemperatur K U Zustandssumme M, p*, Ymax Parameter für die Bartel-Methode z Ionisationsgrad AIndexIndex Übergangswahrscheinlichkeit zwischen Energieniveaus s-1 gIndex statistisches Gewicht EIndex Anregungsenergie eV, cm-1 IIndex Strahldichte W (m2 sr)-1 nIndex Teilchendichte m-3 pIndex Druck bzw. Partialdruck Pa, hPa TIndex Temperatur K εIndexIndex Emissionskoeffizient, volumen- und winkelspezifische

Strahlungsleistung W (m3 sr)-1

λIndexIndex Wellenlänge nm

Indizes: 0 Neutrale, nicht ionisiert 1 Ion, ionisiert a Grundzustand e- Elektron K Kontinuum m unteres Niveau n oberes Niveau

max maximal Mitte Mitte bei der Gitterausrichtung

z Ionisierung a, b laufender Index

FORMELZEICHEN- UND ABKÜRZUNGSVERZEICHNIS 3

weitere sprachliche Abkürzungen:

Al Aluminium AlN Aluminiumnitrid Al2O3 Aluminiumoxid CCD charged coupled device CO Kohlenmonoxid CO2 Kohlendioxid CH3 Methyl CrNi Chrom-Nickel-Stahl e- Elektron EDA energiedispersive Röntengenanalyse H2 Wasserstoff ICCD Intensivierte CCD-Kamera IG/IP-Modulation Konstant-Strom-Regelung in der Grundphase,

Konstant-Strom-Regelung in der Impulsphase

IG/UP-Modulation Konstant-Strom-Regelung in der Grundphase, Konstant-Spannung-Regelung in der Impulsphase

LTE local thermal equilibrium, s. auch LTG LTG lokales thermodynamisches Gleichgewicht Mg Magnesium MgO Magnesiumoxid, auch Periklas MAG Metall-Aktiv-Gasschweißen MCP Micro-Channel-Plate oder auch Multi-Channel-Plate MIG Metall-Inert-Gasschweißen MSG Metall-Schutz-Gasschweißen MSGp gepulstes Metall-Schutz-Gasschweißen MHD Magneto-Hydro-Dynamik NO Stickstoffmonoxid NO2 Stickstoffdioxid N2 Stickstoff O2 Sauerstoff O3 Ozon PLTE partial local thermal equilibrium, s. auch PLTG PLTG partielles lokales thermodynamisches Gleichgewicht SF6 Schwefelhexafluorid SO2 Schwefeldioxid St Stahl Taper fiberoptische Platte TE thermal equilibrium, s. auch VTG TiN Titannitrid vpm Volumenanteil / pro Million VTG vollständiges thermodynamisches Gleichgewicht WEZ Wärmeeinflusszone WIG Wolfram-Inert-Gasschweißen ZrN Zirkonnitrid

4 EINLEITUNG

1 EINLEITUNG

Als moderne Konstruktionswerkstoffe gewinnen Aluminiumlegierungen in allen

Industriebereichen zunehmend an Bedeutung, wie im Maschinen-, Behälter- und

Apparatebau sowie im Schiffs-, Schienen- und Fahrzeugbau, aber auch für viele

Dinge des täglichen Gebrauchs. Der Leichtbau führt bei dynamisch beanspruchten

bzw. mobilen Konstruktionen zu geringeren Massenkräften, geringerem Verschleiß

und günstigeren Betriebskosten. Nicht nur der Ruf nach konsequenter Anwendung

von Leichtbau-Kriterien, sondern vielmehr die Gesamtheit der charakteristischen

Werkstoffeigenschaften haben gerade in jüngster Zeit, z. B. in der Automobil-

industrie, zu einem sprunghaften Anstieg des Aluminiumverbrauchs geführt. Die

Eigenschaften, die Aluminium zu einem begehrten Gebrauchsmetall machen, sind:

♦ niedriges spezifisches Gewicht bei gleichzeitig hoher mechanischer Festig-

keit, die in die Größenordnung der Stähle reicht. Obwohl verglichen mit Stahl

der E-Modul von Aluminium nur ein Drittel beträgt, lassen sich erhebliche

Masseverringerungen erzielen aufgrund der mit 2,6 - 2,8 g/cm3 ebenfalls nur

einem Drittel der spezifischen Dichte.

♦ gute Zähigkeitseigenschaften bis zu tiefen Temperaturen ohne Versprö-

dungserscheinungen, kfz-Gitterstruktur bei naturharten Legierungen ohne

Gitterumwandlung bei Abkühlung

♦ gute Umformbarkeit und Zerspanbarkeit, woraus günstige Verarbeitungs-

kosten resultieren

♦ hohe elektrische und thermische Leitfähigkeit sowie magnetische Neutralität

♦ gute Korrosions- und Hitzebeständigkeit durch Oberflächenoxidbildung

(Al2O3, dicht, festhaftend, elektrisch isolierend, Schmelztemperatur 2050 °C).

Daneben lässt sich die Oxidoberfläche beispielsweise durch das „Eloxieren“

elektrochemisch verdichten und damit eine sehr widerstandsfähige

Oberflächenbeschichtung erzielen, die gleichzeitig farbig gestaltbar ist.

♦ sehr gute Recyclebarkeit mit einem hohem Schrottwert

Neben den üblichen formschlüssigen Fügeprozessen hat das Schweißen einen aus-

geprägt hohen Stellenwert in der industriellen Fertigung von Aluminiumwerkstoffen

erlangt.

EINLEITUNG 5

Vorrangig aufgrund hoher Wirtschaftlichkeit bei gleichzeitig hoher Nahtqualität haben

sich das MIG-Schweißen - hier gerade auch das Impulsstromschweißen - und das

WIG-Schweißen durchgesetzt. Doch trotz der guten Schweißeigenschaften der

meisten Aluminiumlegierungen führen die werkstoffspezifischen Eigenschaften auch

zu grundsätzlichen Verarbeitungsunterschieden gegenüber anderen Metallen. So tritt

eine Neigung zur Porosität durch in der Oxidschicht eingelagerte Wasserstoff-

verbindungen auf. Die hohe Wärmeausdehnung führt besonders bei Dünnblechen zu

starkem Verzug und die hohe Wärmeleitfähigkeit erfordert trotz des nur bei etwa bei

660 °C liegenden Schmelzpunktes eine etwa gleich hohe Wärmeeinbringung wie bei

Stahl, hingegen bei Dickblechen sogar eine deutlich höhere. Weiterhin verursachen

in der Schweißpraxis oft anzutreffende, typische Fehler, wie z. B. Wurzel- und

Flankenbindefehler, sowie starke Spritzerbildung erhebliche Nacharbeitskosten, die

weit über die Kosten der eigentlichen Schweißfertigung hinausgehen können. Zur

Vermeidung dieser Fehler ist zum einen eine besondere Vorbereitung der Bleche für

das Schweißen von Aluminiumwerkstoffen erforderlich, d. h. ein Entfetten der

Oberfläche und die mechanische oder chemische Oxidhautbeseitigung im gesamten

Fugenbereich. Zum anderen ist eine sorgfältige Wahl der Schweißparameter zur

Gewährleistung einer hohen Prozesssicherheit notwendig.

Ein möglicher und in den letzten Jahren intensiv erforschter Weg sind externe

Prozessüberwachungen und Qualitätssicherungen mit offline- oder teilweise auch

schon in Echtzeit arbeitenden Sensorsystemen. Doch bislang verhindern die immens

große Informationsmenge bei der Datenverarbeitung und die damit verbundenen

Kosten den industriellen Einsatz von geschlossenen Regelkreisen für diesen Zweck

weitgehend. Es handelt sich also beim Schweißen nach wie vor um einen

gesteuerten Prozess, auch wenn für einzelne Aufgaben, wie z. B. die Nahtführung in

der mechanisierten bzw. automatisierten Anwendung, geschlossene Regelkreise

vielfältig Anwendung finden. Doch ist die Schweißfachkraft auch hierdurch

keineswegs ersetzbar, vielmehr tritt die Forderung nach höherer fachlicher

Qualifikation für die Bedienung solch immer aufwendig werdender Systeme in den

Vordergrund.

Daher ist jede Maßnahme zur Verbesserung der inneren Prozesssicherheit erstre-

benswert. So wird beispielsweise durch die Pluspolung der Elektrode beim MIG-

Schweißen erreicht, dass die nach einer Oberflächenreinigung sich immer wieder

neubildende Oxidschicht während des Schweißens durch die sog. „kathodische

6 EINLEITUNG

Reinigung“ der Werkstückoberfläche beseitigt wird. Selbstverständlich setzt dieses

das stabile Brennen des Lichtbogens voraus, das üblicherweise durch die sog.

„innere Regelung“ beim Schweißen mit nichtgepulstem Strom gewährleistet wird. Da

bei dem Impulsstromschweißen mit IG/IP -Charakteristik die Dauer der Impulsphase

bekanntermaßen für diese Art der Regelung in der Regel nicht ausreicht, wird hier in

kommerziellen Energiequellen eine zusätzliche, äußere Regelung der Prozess-

parameter zur Konstanthaltung der Lichtbogenlänge realisiert.

Zur Kategorie der Verbesserung der inneren Prozesssicherheit ist ebenfalls jede

Möglichkeit zur Erhöhung der Lichtbogenbrennstabilität zu zählen. Hierfür sind in den

letzten Jahren zumindest für den höheren Leistungsbereich spezielle Schweiß-

schutzgase auf den Markt gekommen, die durch geringste Stickstoff- oder auch

Stickoxid- sowie auch Sauerstoffzusätze im vpm - Bereich, z.B. 150…300 vpm, eine

Schweißnaht-Qualitätsverbesserung und eine bessere Verarbeitbarkeit bewirken

sollen. Doch bisher sind diese Gase nicht für den unteren Leistungsbereich und nicht

ausreichend für das Impulsstromschweißen im Dünnblechbereich hinsichtlich ihres

Einflusses auf den Schweißprozess systematisch untersucht worden.

ZIELSETZUNG 7

2 ZIELSETZUNG

Der Blechdickenbereich zwischen 1,0 mm und 2,5 mm stellt für den Automobilbau

die häufigste Anwendung dar. Besonders hier wird trotz eines inzwischen starken

Wettbewerbs mit dem Laserstrahlschweißen eine Forderung nach breiterem Einsatz

des MIG-Impulsstromschweißens mit maximierter Prozesssicherheit immer größer.

Als molekulare „Aktiv“-Gaszumischungen zu Argon und Argon-Helium-Mischgasen

sind Gase wie O2, CO, CO2, CH3, SF6, SO2, N2, NO und NO2 sowie auch Methan

zum Teil bereits in handelsüblichen Schweißschutzgasen enthalten. Hierzu sind der

bekanntermaßen positive Einfluss dieser Aktivgaszumischungen im inerten

Schutzgas wiederholt für das WIG-Schweißen und den oberen Leistungsbereich

beim ungepulsten MIG-Schweißen beschrieben worden /Far96, Far97, LN97, MW94,

nn97/. Daneben wird in einer älteren umfangreichen Untersuchung über den Einfluss

von Aktivgasgehalten von 1 % - 20 % auf das Schweißverhalten von A5083 (vergl.

EN AW-AlMg4,5Mn0,7) berichtet /FS70/. Doch bisher sind für diese Anwendung im

unteren Leistungsbereich die Auswirkungen dieser „Aktiv“-Mischgase beim gepulsten

Al-MIG-Schweißen nicht untersucht worden.

Schweißlichtbogenplasmen, insbesondere beim WIG-Schweißen und z. T. beim

MAG-Schweißen mit Stahlelektroden, sind vielfältig untersucht worden, /BD00,

Con59, CSW90, DAE86, DSH00, FHC86, Hai98, HL96, JMS95, MA94, MBE95,

Mur94a u. b, Mur96, Mur01, SHL00, Yon95, u.v.a./. Dennoch gibt es nur wenige

Arbeiten über das Verhalten von Aluminium-Legierungen /Gli79, JWS93, JMS95,

LMHM97, Man56, SA68, Ton75, TK62, TMNG92, UNTTM95/.

Auch sind bisher nur wenige wissenschaftliche Arbeiten über die grundlegenden Ur-

sachen der beschriebenen Einflüsse von geringen molekularen Aktivgaszumischun-

gen beim MSG-Schweißen bekannt /Con59, Jac92, Jue85, KG79, Lan86, LMHM97,

MTGN89, MA94, Mur94a u. b, Mur96, Nem96, Yon95/. Insbesondere für Gehalte

unterhalb von 1 % zur Anwendung beim gepulsten MIG-Schweißen liegt kaum

Fachliteratur vor.

Es besteht damit dringender Bedarf nach Aufklärung der Ursachen dieser teilweise

schon bekannten Effekte zum Schutzgaseinfluss solcher geringsten Aktivgaszu-

mischungen - „Impurities“ - auf das Schweißlichtbogenplasma, insbesondere im

Zusammenhang mit dem MIG-Impulsstromschweißen von Dünnblechen.

8 ZIELSETZUNG

Ziel der vorliegenden Arbeit ist es daher, den Einfluss von Aktivgaszumischungen im

vpm-Bereich auf das mechanisierte MIG-Impulsstromschweißen im Aluminium-Dünn-

blechbereich grundlegend zu untersuchen. Als Blechwerkstoff wird die im

Automobilbau häufig eingesetzte, naturharte und gut schweißgeeignete Aluminium-

Magnesium-Legierung EN AW-AlMg5Mn (EN AW-5182) mit artgleichen

Schweißzusätzen verschweißt.

Im ersten Teil werden zur Quantifizierung des Gaseinflusses im Vorfeld alle

herkömmlichen Schweißqualitäts-Prüfverfahren eingesetzt, um etwaige Veränderun-

gen der Schweißnahtqualität zu bewerten. Nach Festlegung charakteristischer Prüf-

kriterien werden für die Gase Stickstoff, Sauerstoff und Wasserstoff diese

Veränderungen systematisch bei schrittweiser Steigerung ihres Gehaltes im Argon

untersucht und bewertet. Schwerpunkt dieser Qualitätsprüfung ist die Ermittlung der

mechanisch-technologischen Kennwerte, des Einbrands, der Porosität und der

Spritzerbildung.

Im zweiten Teil wird mit einer vertieften Analyse des Werkstoffübergangs sowie der

plasmaphysikalischen Zusammenhänge im Lichtbogen einschließlich einer

Temperaturfeldbestimmung versucht, die Ursachen für die Auswirkungen dieser

Mischgase gegenüber reinem Argon aufzuzeigen. Als wichtigste Werkzeuge werden

hierfür neben der Aufzeichnung der transienten elektrischen Momentanwerte von

Schweißstrom und -spannung die Hochgeschwindigkeitsfilmtechnik und die

Emissionsspektroskopie eingesetzt.

Ausgangspunkt für alle Untersuchungen ist die Verwendung einer kommerziellen

transistorisierten sekundärgetakteten Inverter-Impulsenergiequelle mit reiner Strom-

regelung (IG/IP-Charakteristik) und integrierter Lichtbogenlängenregelung, d. h. einer

Lichtbogenspannungsregelung über eine Arbeitspunktverschiebung des Impuls-

parameterfeldes.

STAND DER TECHNIK 9

3 STAND DER TECHNIK

Nach der Entdeckung des Lichtbogens durch W. W. PETROV bzw. H. DAVY zu

Beginn des 19. Jahrhunderts vergingen fast 100 Jahre bis zu seiner ersten schweiß-

technische Anwendung /Con59/. Doch schon um 1885 sind von BENARDOS und

ALEXANDER erste Schutzgasschweißungen patentiert worden /Con59/. Die Unter-

suchung der lichtbogenphysikalischen Grundlagen begann in den 30er Jahren und

ist bis heute nicht abgeschlossen, obwohl wesentliche Grundlagen inzwischen

geklärt sind. Insbesondere die grundlegende Untersuchung des industriell vielfältig

eingesetzten Prozesses MSG-Lichtbogenschweißen mit hohen Metalldampfgehalten

meist mehrerer Elemente aus Elektrode, Grundwerkstoff sowie Schutzgas stellt

plasmaphysikalisch eine äußerst komplexe Aufgabe dar, die mit experimentellen

Methoden nur unter Vereinfachungen und analytisch bisher auch nur in Ansätzen

gelöst wurde.

3.1 Besonderheiten beim Schweißen von Aluminiumlegierungen Im Gegensatz zu Stahl tritt bei Aluminium mit seiner kfz-Atomgitterstruktur keine

Gitterumwandlung bei der Abkühlung auf. Im Besonderen beim Schweißen von Stahl

führt diese Gitterumwandlung in der WEZ zu einem Aufhärtungsgefüge, dem Mar-

tensit, dessen Härte bei ungünstiger Wärmeführung ein Vielfaches des Grundwerk-

stoffes betragen kann. Dagegen erfolgt bei den naturharten Aluminiumwerkstoffen

weder durch die schweißtechnische Verarbeitung während der Abkühlung eine

Aufhärtung noch bei tiefen Temperaturen eine Versprödung.

Tabelle 3.1: Physikalische Eigenschaften von Aluminiumlegierungen und Stahl, /Dil95, Huf77/

Al-Legierung Ferrit Austenit spez. Wärmekapazität kJ/kg K 0,051 0,0262 0,0286 spez. Entropie W/m K 9,7...17,7 2,26 1,13 Ausdehnungskoeffizient K-1 24·10-6 11,5·10-6 17,5·10-6 Wärmeleitfähigkeit W/m K 110...220 46...50 15...21 Dichte kg/m³ 2,6-2,8·10-3 7,7·10-3 7,8·10-3 Zugfestigkeit MPa 66,6...68,5 442...637 392...588 Schmelzwärme MJ/kg 0,395 0,270 Schmelzbereich K 760...928 1673...1793 1593...1723

10 STAND DER TECHNIK

Doch trotz der im allgemeinen als gut zu bezeichnenden Schweißeignung der

meisten Aluminiumlegierungen sind werkstofftypische Fehler bei der schweißtechni-

schen Verarbeitung wie Porosität, Heißrissbildung, Bindefehler und Spritzerbildung

zu beachten /DVS94/. Zurückzuführen sind diese Fehler in erster Linie auf das Vor-

handensein der Al2O3-Oxidschicht, die hohe Wärmeleitfähigkeit sowie die z. T.

großen Erstarrungsintervalle, Tabelle 3.1.

3.1.1 Oxidbildung Aufgrund der hohen Affinität des Aluminiums zu Sauerstoff ist für alle Aluminium-

werkstoffe die Bildung bzw. das Vorhandensein der Al2O3-Oxidschicht charakte-

ristisch. Diese ist porenfrei, festhaftend, elektrisch isolierend, und besitzt im Vergleich

zum reinen Metall Aluminium mit 2050 °C eine mehr als dreifach höhere Schmelz-

temperatur. Ihre Schichtdicke kann bis zu einigen Tausendstel Millimetern betragen.

Diese im Vergleich zu Eisenoxid dichte Oxidschicht ermöglicht einen hohen

Korrosionswiderstand trotz vergleichsweise niedrigem elektrochemischen Potentials

(Passivierung), der durch elektrochemische Verfahren wie die anodische Oxidation

noch verbessert wird und sich damit das Oxid gleichzeitig gut einfärben lässt.

Andererseits stellt die Oxidschicht mit ihren eingelagerten Wasserstoffverbindungen

eine Ursache für Porosität und auch Bindefehler dar.

So sinken während des Schweißens die schwereren und noch festen Oxide in der

Aluminiumschmelze nach unten in die Wurzel oder haften an den Nahtflanken, und

die Gefahr für die Entstehung von Bindefehlern wird stark erhöht. Der in Form von

OH-Gruppen eingelagerte Wasserstoff, z. B. als Al(OH)3, wird in der hocherhitzten

Schmelze gelöst und anschließend bei der Erstarrung aufgrund des ausgeprägten

Löslichkeitssprungs ausgeschieden /Ive74, Vog84/, Bild 3.1. Bei schneller Erstarrung

wird das Ausgasen behindert und es entsteht Porosität.

Aus diesen Gründen ist die Oxidhaut beim MIG-Schweißen wie folgt zu entfernen

/AD90, nn85, RSO92/:

vor dem Schweißen • mechanisches Abarbeiten (z. B. Bürsten, Schaben), oder • Beizen während des Schweißens • kathodische Reinigung, wobei das Werkstück als Minuspol und die Elektrode als

Pluspol geschaltet wird - beim MSG-Schweißen übliche Polung - /DRG92/ • thermische Reinigung der Schmelzbad-Oberfläche durch die thermische Bewe-

gung des flüssigen Metalls. Der mechanische Zerfall der Oxide wird bei

STAND DER TECHNIK 11

gepulstem Lichtbogen durch die Erzeugung von Wellen verstärkt, die sich von der Schmelzbadmitte zum Schmelzbadrand fortpflanzen, /Kil84/.

Die Neubildung der Oxidschicht wird durch den inerten Schutzgasmantel

weitestgehend verhindert.

Bild 3.1: Wasserstofflöslichkeit in Aluminium in Abhängigkeit von der Temperatur, /Vog84/

Allerdings ist ein stabiler Lichtbogen beim Schutzgasschweißen auf völlig oxidfreien

Aluminiumwerkstückoberflächen insbesondere bei kleinen Strömen schwer erzielbar

/FM56, Ive74, Kil84, Sch73/. Metalloxide, so auch Al2O3, weisen eine geringere

Elektronenaustrittsarbeit als reine Metalle auf. Darin liegt die Ursache für das

bevorzugte Ansetzen des Kathodenfußpunktes an den Oxidschichten bei Anwesen-

heit eines Dielektrikums. Die aus den Oxidpartikeln auf der Oberfläche des Metalls

emittierten Elektronen bewirken eine größere Lichtbogenstabilität, da die Wanderung

des Kathodenfußpunktes vermindert wird. Zusätzlich geben die Elektronen ihre

Austrittsarbeit an der Anode beim Eintritt ab und sorgen damit für eine Erhöhung der

Anodentemperatur.

Daher ist nach der Oberflächenreinigung vor dem Schweißen eine Zeit von

ca. 30 min abzuwarten, um die Neubildung einer dünnen Oxidschicht zu gewähr-

leisten.


3.1.2 Porenbildung Neben porenbegünstigenden kleinen Erstarrungsintervallen stellen Art und Umfang

der Quellen für porenverursachende Gase die wichtigste Ursache für die Porenbil-

dung dar. Da bei Aluminiumwerkstoffen die Porosität auch unter Berücksichtigung

aller Maßnahmen nicht vollständig vermieden werden kann, sind der Einfluss der

Porosität auf die mechanischen Eigenschaften /AWD75, Huf77/ und die Ursachen

der Porenentstehung in vielen Arbeiten /AD89, DRG92, How71, Ive74, Rie89, Thi73/

untersucht worden.

Obwohl nach ASHTON /AWD75/ die Zugfestigkeit schon ab 1 % Porenvolumenanteil

stark abnimmt, wird die Streckgrenze nur in geringem Maße beeinflusst. Bei

dynamischer Beanspruchung wirken lediglich Oberflächenporen stark festigkeits-

mindernd, ansonsten haben Poren im Vergleich zur Nahtüberhöhung einen

geringeren Einfluss auf die Dauerfestigkeit.

In der gesamten Literatur wird ausschließlich Wasserstoff als Porenursache mit dem

für Aluminium charakteristischen Löslichkeitssprung bei 933 K genannt, Bild 3.1.

Dabei nimmt die Löslichkeit während der Erstarrung auf etwa 1/20 ab, und der frei-

werdende atomare Wasserstoff assoziiert an den Phasengrenzflächen in der breiig

werdenden Schmelze zu molekularem Wasserstoff. Dieser kann nicht mehr aus der

vollends erstarrenden Schmelze austreten und führt zu perlenschnurartigen

Porenketten entlang der Korngrenzen /DRG92, How71, nn85, Rie89/. Da besonders

beim Metallschutzgasschweißen hohe Schweißgeschwindigkeiten verwendet

werden, verhindert die schnelle Erstarrung das vollständige Ausgasen.

Neben der Oxidhaut der Werkstück-Fugenkanten ist der Elektrodendraht der größte

Lieferant für Wasserstoff, da hier das Oberflächen-Volumen-Verhältnis sehr

ungünstig ist /DRG92, Has85/. Daher ist auf eine möglichst oxidfreie Drahtoberfläche

zu achten. Weitere Maßnahmen zur Vermeidung der Porenentstehung sind, /DRG92,

Dil95, Has85, Kil84, nn82/:

• Entfernen der Oxidschicht nach dem Entfetten der Werkstückoberfläche durch Beizen, Bürsten oder Schaben

• trockene, möglichst ungeöffnete Lagerung der Drahtelektroden und schnelle Verarbeitung nach Öffnen der Packung

• Verbesserung der Ausgasungsbedingungen durch größere Schmelzbäder und kleinere Abkühlungsgeschwindigkeiten

• Vermeidung von Turbulenzen infolge Luftzug, zu hohe oder zu niedrige Schutzgasmenge oder falschen Brennerwinkels


• Entfernung von Spritzern aus der Schutzgasdüse zur Vermeidung von Turbulen-zen

• Erzeugung eines schwingenden Schmelzbades durch gepulsten Lichtbogen zur besseren Entgasung

3.1.3 Heißrissbildung Aluminiumwerkstoffe unterliegen vorrangig der Gefahr von Heißrissen. Sie entstehen

beim Abkühlen, wenn sich zwischen bereits gebildeten Kristallen noch flüssige Zonen

(z. B. niedrigschmelzende eutektische Verbindungen) befinden. Diese lagern sich an

den Korngrenzen ab. Beim Erstarren der Schmelze kommt es durch das Schrumpfen

zu Lageveränderungen bereits erstarrter Körner. Die bei der Abkühlung

entstehenden Schrumpfspannungen können durch die noch flüssigen Bereiche nicht

aufgenommen werden. Darüber hinaus resultieren aus feinsten Fehlstellen beim

weiteren Erkalten Erstarrungsrisse, die zumeist interkristallin verlaufen /AD90, BF90,

DRG92, Ive74, nn85/.

Die Rissgefahr von Aluminiumlegierungen ist abhängig vom Legierungstyp und von

der Höhe der Legierungsgehalte /AD90/. Sie nimmt mit zunehmendem Erstarrungs-

intervall zu. So neigen z. B. nichtaushärtende Aluminiumlegierungen mit 1 - 2 %

Magnesium verstärkt zur Heißrissbildung, Bild 3.2, Bild 3.3.

Bild 3.2: Heißrissneigung von Aluminiumwerkstoffen in Abhängigkeit vom Sili-zium- und Magnesiumgehalt /DVS91/


Zusätze von Chrom und/oder Mangan verbessern die Risssicherheit dieser

Legierungen, wodurch z. B. der Werkstoff AlMg4,5Mn (vergl. R-5183) besser

schweißgeeignet ist als binäre Aluminium-Magnesium-Legierungen. Auch sind viele

aushärtbare Aluminiumlegierungen infolge der Höhe an Legierungselementen - ins-

besondere bei nicht-eutektischen Legierungen - relativ rissanfällig /AD90/.

Heißrissgefährdete Werkstoffe sind möglichst mit großen Schweißgeschwindigkeiten

zu fügen /BF90/, Bild 3.3. Die Wahl geeigneter Zusatzwerkstoffe /DRG92/ trägt

ebenso zur Reduzierung der Rissneigung bei, wie die Ausführung ausreichend lan-

ger Heftnähte, eine geeignete Schweißfolge, die Vermeidung von Endkratern und die

Verwendung von Hilfsblechen gegen Risse am Nahtanfang und -ende /BF90/.

Bild 3.3: Erstarrungsintervalle üblicher Schweiß-Aluminiumlegierungen /BF90/

3.1.4 Spritzerbildung Spritzer sind als unerwünschter Werkstofftransport Bestandteil des gesamten

Werkstoffübergangs neben dem regulären Tropfenübergang. Sie unterscheiden sich


vom ordnungsgemäßen Werkstoffübergang durch ein deutlich kleineres Volumen

und die Größe und Richtung ihres Bewegungsvektors /Ruc70/.

Neben dem Verlust von Zusatzwerkstoff verursacht das Entfernen von Spritzern

erhebliche Zusatzkosten. Spritzer setzen sich z.T. in der Schutzgasdüse fest, so

dass Turbulenzen des Schutzgasstromes entstehen können und damit durch

Einwirbeln von Luft in den Schutzgasschleier die Porenbildung begünstigt wird. Ein

Festsetzen am Kontaktrohrende kann den Drahttransport behindern. Spritzer

beeinträchtigen zudem das optische Erscheinungsbild der Naht.

Nach RUCKDESCHEL /Ruc70/ kommen für das Impulsstromschweißen von Alumi-

nium und Aluminiumlegierungen drei Mechanismen der Spritzerbildung zum Tragen,

Tabelle 3.2. Mechanismus 3 ist insbesondere bei AlMg-Legierungen anzutreffen. Ur-

sache dafür ist der um 1360 K niedrigere Siedepunkt des Magnesiums von

TS = 1380 K gegenüber dem des Aluminiums (TS = 2740 K). Diese Temperatur wird

während der Impulsphase meist nach kurzer Zeit erreicht, was zum plötzlichen

Verdampfen des Magnesiumanteils im übergehenden Tropfen führt. Das sich dabei

durch die Metalldampfbildung schlagartig vergrößernde Tropfenvolumen bewirkt ein

Zerplatzen des Tropfens beim Entweichen des rasch expandierenden Metalldampfes

/DRG92, Kil90, Woo80/. Die gleiche Wirkung haben Legierungselemente mit ähnlich

hohem Dampfdruck wie Magnesium, z. B. Zink und Lithium, was auf eine deutliche

Abhängigkeit der Spritzerbildung vom Dampfdruck hinweist /Woo80/.

Tabelle 3.2: Mechanismen der Spritzerbildung /Ruc70/

Mechanismus Kennzeichnung Spritzergröße u. -geschw. Ursachen

1 Spritzerentstehung beim Ablösen des Tropfens

je langsamer der Flüssigkeitssteg zerfällt, desto gröber und lang-samer werden die Sprit-zer; Flugbahn axial

Durch Erwärmung ex-plosionsartiges Ver-dampfen des Flüssig-keitsstegs, gelegentlich auch durch Pincheffekt

2 Ablösung kl. Spritzer vom unruhigen Tropfen

kleine bis mittlere Sprit-zer, rasch wegfliegend

Dyn. Kräftewirkung auf Tropfen

3 hohle Tropfen platzen auf Flugweg

kleine, sehr schnelle Spritzer

Gas-/Metalldampf-bildung im Tropfen

Neben der Spritzerbildung vermindert der Magnesiumverlust die Festigkeit der

Schweißverbindung /Kil90, PM78/. KILLING stellte beim MIG-Schutzgasschweißen

von SG-AlMg4,5Mn (vergl. R-5183) mit 1,6 mm Drahtdurchmesser Abbrand- und


Verdampfungsverluste im Schweißgut von mehr als 5% bezogen auf den Mg-Gehalt

der Elektrode fest. Besonders gering waren diese Verluste beim Impulsstrom-

schweißen unter Argon ohne Heliumanteil im unteren Leistungsbereich. Beobachtet

wurden des weiteren durch Mg-Verdampfung verursachte Turbulenzen im

Lichtbogen, eine Aufrauhung der Tropfenoberfläche und ein Vibrieren des Tropfens.

Drahtelektroden aus AlMg-Legierungen erfordern höhere Lichtbogenspannungen als

solche aus Reinaluminium. Dies wird auf die geringere elektrische Leitfähigkeit im

freien Drahtelektrodenende und auf die Änderung der Leitfähigkeit der

Lichtbogenstrecke durch verdampfendes Magnesium zurückgeführt /Kil90/.

Durch die Anwendung der Impulsstromtechnik wird die Spritzerbildung erheblich ver-

ringert /Kil90/. Diese wird beim Impulsstromschweißen auch durch die Schweiß-

parameter beeinflusst. Bei Versuchen von DILTHEY /DRG92/ mit einer analogen

Transistorenergiequelle mit IG/UP-Modulation führte eine Senkung der Impuls-

spannung zu einer langsameren Erwärmung des Drahtendes. Die Magnesium-

verdampfung durch Überhitzung des Tropfens wurde vermindert. Ein zu lang

eingestellter Impulslichtbogen begünstigt daher die Spritzerbildung. Die Tropfen-

ablösung sollte möglichst weit in der fallenden Impulsflanke oder in der sich

anschließenden Grundstromphase stattfinden, um die effektive Spannung auf die zur

Tropfenablösung gerade notwendige Höhe zu begrenzen /BF90/.

3.1.5 Wärmeausdehnung und Wärmeleitfähigkeit Aluminium besitzt eine hohe spezifische Wärmekapazität und -leitfähigkeit, wodurch

die notwendige Streckenenergie trotz der niedrigeren Schmelztemperatur in der

gleichen Größenordnung wie bei Stahl liegen soll, um Bindefehler und Poren infolge

einer behinderten, unvollständigen Ausgasung bei Legierungen mit kleinen

Erstarrungsintervallen zu vermeiden, /AD90, KLLN87, nn85/. Andererseits tritt eine

Heißrissneigung verstärkt bei Al-Legierungen mit großem Erstarrungsintervall auf,

Bild 3.3. Bei Anwendung des MIG-Schweißens sind vollständig porenfreie

Schweißnähte wegen der charakteristisch hohen Wärmezufuhr und des daraus

resultierenden schnellen Schweißens nicht zu erzielen /KLLN87/. Erfolgt beim

Schweißen keine große und möglichst konzentrierte Wärmezufuhr, so entsteht eine

breite, grobkörnige Wärmeeinflusszone /AD90/. Darüber hinaus kommt es bei

kaltverfestigten und aushärtbaren Werkstoffen zu einem Festigkeitsabfall in der

Wärmeeinflusszone durch Kristallerholung oder Rekristallisation. Bei naturharten,

nicht kaltverfestigten Legierungen, wie den AlMg-Legierungen, wird beim Schweißen


mit artgleichen Zusatzwerkstoffen lediglich ein geringer Festigkeitsabfall durch

Grobkornbildung beobachtet /AD90, KLLN87/.

Besonders bei kleinen Abmessungen machen sich beim Schweißen die Auswirkun-

gen einer hohen Wärmeleitfähigkeit durch die Notwendigkeit der laufenden Änderung

der zugeführten Streckenenergie infolge der voreilenden Erwärmung bemerkbar.

Unterschiedliche Wanddicken sind nur mit Hilfsmaßnahmen gegen rasche Wärme-

ableitung - z. B. Vorwärmen des dickeren Bleches - schweißbar. Durch die schnelle

Erstarrung des Schmelzbades lassen sich hingegen Zwangslagen einfacher als bei

Stahlwerkstoffen schweißen. Bei Blechstärken ab ca. 15 mm ist ein Vorwärmen des

Bleches auf 150 ... 250 °C erforderlich, um ein sicheres Aufschmelzen der

Nahtflanken zu gewährleisten /DRG92/.

Die gegenüber austenitischem Stahl ca. 1,5fach größere lineare Wärmeausdehnung

und das hohe Schwindmaß können zu Eigenspannungen, Verzug und Rissen führen.

Der Verzug wird durch hohe Schweißgeschwindigkeiten vermindert /KLLN87, nn85/.

Zur Vermeidung der Auswirkungen der hohen Wärmeleitfähigkeit sollten Schweiß-

verfahren mit großer und möglichst konzentrierter Wärmezufuhr eingesetzt werden,

/AD90, nn85/. Der MIG-Prozess ist dafür besonders gut geeignet, da er gegenüber

dem WIG-Schweißprozess eine höhere Energiedichte besitzt und damit eine höhere

Schweißgeschwindigkeit ermöglicht, /Ive74/.

3.2 Der Metall-Inert-Gas-Schweißprozess Für das Schweißen von Aluminium werden heute industriell fast ausschließlich die

Schutzgas-Schweißprozesse WIG- und MIG-Schweißen eingesetzt, die schon seit

mehr als 40 Jahren das Gasschweißen und inzwischen auch das E-Handschweißen

weitgehend verdrängt haben. Entscheidend hierfür ist die höhere Leistungsfähigkeit

dieser Verfahren, die den speziellen Anforderungen für das Aluminiumschweißen

besser genügen, da dieser Werkstoff im Vergleich zu Stahl einen zwar nur etwa halb

so hohen Schmelzpunkt hat, doch eine etwa viermal so hohe Wärmeleitfähigkeit und

doppelt so hohe Wärmeausdehnung. Darüber hinaus wird durch das Schutzgas eine

besonders gute Abschirmung der Atmosphäre gewährleistet.

Hieraus und aus Kap. 3.1 lassen sich folgende Prozessanforderungen für das

Schweißen von Aluminiumwerkstoffen formulieren, /nn85, Aic96/:

• hohe Wärmekonzentration


• hohe Schweißgeschwindigkeit

• Entfernung der Werkstück-Oxidhaut sowie oxidarme Zusatzdrahtoberflächen

• Verhinderung der Oxidneubildung während des Schweißens

• niedriger Wasserstoffangebot

So wird mit diesen beiden Schutzgasschweißprozessen beispielsweise die

hochschmelzende Oxidschicht durch die kathodische Reinigung bei Pluspolung der

Elektrode beseitigt. Zur Vermeidung einer Überhitzung der Wolframelektrode beim

WIG-Schweißen wird üblicherweise mit Wechselstrom gearbeitet, wodurch eine

ausreichende Reinigung gewährleistet wird.

Besonders im Dünnblechbereich wird der MIG-Prozess, Bild 3.4, für Aluminium-

stumpfnähte unter 3 mm durch pulsierendem Strom erheblich verbessert /Ive74,

Aic96/.

Bild 3.4: Verfahrensprinzip des MIG-Schweißens

3.2.1 Pulsen des MSG-Schweißprozesses Kennzeichnend für das MIG-Impulslichtbogen-Schweißen - besser zutreffend ist

Bezeichnung MIG-Impulsstromschweißen, da der Schweißstrom gepulst wird und der

Lichtbogen hierauf reagiert - ist die Überlagerung eines niedrigen Grundstroms mit

Stromimpulsen, deren Höhe, Dauer und Frequenz in weiten Bereichen einstellbar ist.

Übliche Impulsfrequenzen liegen zwischen 25 Hz und 300 Hz. Während der

Grundstromphase werden das flüssige Drahtelektrodenende und das Schmelzbad


auf Schmelztemperatur gehalten, aber es erfolgt kein Tropfenübergang. Der Grund-

strom braucht lediglich so groß zu sein, dass der Lichtbogen zwischen den Impulsen

gerade nicht erlischt und das Plasma und damit die Ionisierung der Lichtbogen-

strecke aufrechterhalten bleiben, um die kathodische Reinigung in dieser Phase

sicherzustellen. Der Impulsstrom erzwingt das Ablösen zumeist eines Tropfens von

der Drahtelektrode, der kurzschlussfrei zum Schmelzbad übergeht. Durch diesen

kurzzeitigen Sprung in den Sprühlichtbogenbereich wird ein gesteuerter Werkstoff-

übergang erreicht /BF90, DRG92, Has85, Kil79, Kil84, Mun70, nn85, Ruc70/.

Beim Impulsstromschweißen werden neben der Grund- und Impulsstromhöhe sowie

der Frequenz auch die Impulsdauer, die Grundstromzeit und die Impulsanstiegs- und

-abfallgeschwindigkeiten eingestellt. Der Werkstoffübergang beim Schweißen mit

Impulslichtbogen ist in Bild 3.5 schematisch dargestellt.

Bild 3.5: prinzipieller zeitlicher Stromverlauf und Darstellung des Werkstoffüber-gangs beim MIG-Impulsstromschweißen

3.2.2 Physikalische und technologische Grundlagen Der Sprühübergang in der Impulsphase tritt auf, wenn der Impulsstrom die kritische

Stromstärke überschreitet (IP > Ikrit) /Ruc70, DHP71, Sch85, SZ95, Nem96, 97 u. 98/.

Die kritische Stromstärke hängt von der Zusammensetzung des Elektrodendrahts,

der Schutzgaszusammensetzung, dem Drahtdurchmesser, der Lichtbogenspannung

und der freien Drahtlänge ab /Ruc70/.


Die Impulsphase muss mindestens so lange dauern, bis eine Tropfenablösung statt-

findet. Die Anzahl der abgelösten Tropfen hängt lediglich von der Impulsbreite ab. In

Hinblick auf die Spritzerbildung wird in früheren Arbeiten der ein-Tropfen-pro-Impuls-

Werkstoffübergang gefordert /BF90, DRG92, Nem98, Sch85, SZ95, WK89, u.a./,

doch heute wird vielfach nur die Reproduzierbarkeit des Werkstoffübergangs in der

Impulsphase gefordert, ohne die Tropfenzahl zwingend zu begrenzen /GDG01/.

Bild 3.6 stellt die zur Tropfenablösung maßgeblichen Kräfte beim Schutzgasschwei-

ßen dar. Die Pfeilrichtungen geben an, ob die jeweiligen Kräfte einer Tropfenablö-

sung entgegenwirken oder sie begünstigen. Oberflächenspannung und Viskosität

des Tropfens wirken der Tropfenablösung entgegen, nehmen aber mit steigender

Temperatur ab. Andererseits bewirkt die Oberflächenspannung eine kugelförmige

Ausbildung der flüssigen Elektrodenspitze, die wiederum eine Einschnürung

oberhalb zum noch nicht aufgeschmolzenen Draht hin begünstigt. An dieser Stelle

verminderten Querschnitts wirkt die Lorentzkraft stärker.

Bild 3.6: Kräfte beim Tropfenübergang für das MSG-Schweißen, /Ruc70/

Dieser durch die Lorentz-Kraft hervorgerufene Pincheffekt hat beim MIG-Schweißen

den größten Einfluss auf die Tropfenablösung. Dabei schnüren radial wirkende

Druckkräfte das flüssige Elektrodenende ein. Die axiale Kraftkomponente aus dem

Einschnürungskraftvektor an den Lichtbogenansatzstellen beschleunigt den abge-

lösten Tropfen zum Werkstück hin /Kil79, Kil84, Lan62, Ruc70/. Unterstützt wird die

Tropfenablösung durch die Joule´sche Erwärmung, die Strahlungserwärmung sowie

PINCH-Effekt


die Erwärmung aus dem Anodenfall, die mit kleiner werdendem Leiterquerschnitt

während der Ablösung überproportional zunimmt und zu einer Verminderung der

Viskosität führt.

Der ,,impulsgesteuerte" Werkstoffübergang wird erst oberhalb Ikrit möglich, da

ansonsten die einschnürende Kraft zu klein ist /DHP71, Kil79, Nem96, 97 u. 98,

Sch85, SZ95/. Als ausschlaggebender Faktor wirkt sie jedoch lediglich bei inerten

Gasen, wo die diffusen Lichtbogenansatzzonen während der Impulsphase weit

genug am Elektrodenende hochsteigen und eine Einschnürung stattfinden kann. Bei

Aktivgasen wie CO2 hat der Pincheffekt wegen der anderen Lichtbogenform (kleine,

kontrahierte Lichtbogenansatzfläche an der Unterseite des Tropfens) und der

größeren Oberflächenspannung des Tropfens kaum Einfluss auf die

Tropfenablösung /BF90, Kil79/. Darüber hinaus wirken die hieraus resultierende

punktuelle Verdampfung sowie der erhöhte Druck aus der expandierenden

Schutzgasreaktion der Tropfenablösung entgegen.

3.3 Einfluss molekularer Zumischungen im Schutzgas Argon Im Gegensatz zum MAG-Schweißen von Stahl beschäftigten sich bislang wenige

Arbeiten systematisch mit dem Einfluss von Aktivgas-Zumischungen im inerten

Schutzgas Argon beim Metall-Schutzgasschweißen von Aluminiumwerkstoffen.

Vielmehr werden in den meisten Arbeiten die anwendungsorientierten Vorteile be-

stimmter Aktivgas-Zumischungen dargestellt. Von den bekannten wissenschaftlichen

Untersuchungen zu diesem Thema sind insbesondere jene von FUKUI /FS70/

hervorzuheben. Der Autor führte umfangreiche Untersuchungen an 5 mm - 10 mm

dicken AIMg4,5Mn-Blechen (vergl. EN AW-5083) durch, bei deren Schweißung

Schutzgase mit 1 % ... 20 % N2, 0,5 % ... 10 % O2 sowie 0,25 % ... 2 % H2 im Argon

verwendet wurden. Als Schweißzusatzwerkstoff wurde eine 1,6 mm dicke

Drahtelektrode des Typs SG-AIMg5 bzw. SG-AIMg4,5Mn (vergl. R-5356 bzw.

R-5183) verwendet.

Tabelle 3.3 ist als Übersicht die Literatur zusammengestellt worden, die sich mit

Aktivgas-Zumischungen befasst. Es sei darauf hingewiesen, dass hier nur Literatur

im Zusammenhang mit dem Aluminiumschweißen sowie dem WIG- und MIG-

Lichtbogenplasma in Schutzgasen mit geringen Aktivgas-Zumischungen berück-

sichtigt worden ist und nicht die umfangreiche Literatur zu Aktiv-Mischgasen für das

MAG-Schweißen von Stahl.


Tabelle 3.3: Übersicht der Literatur zum Einfluss von verschiedenen Aktivgas-komponenten im Argon

Gaszum. Literaturstellen

N2 AGA77, AIC97, Con59, DE90, Far96, Far97, Gli76, FS70, KG79, KKH88, LN97, MTGN89, MW94, MKNKI92, MA94, Mur94a, Mur94b, Mur96, nn97, Rai91, TMNG92, TPKNM94

O2 Con59, EROWT96, FS70, HN88, JMS95, KG79, LN97, MMN91, MTGN89, MW94, MA94, RDO74, TMNG92, WM78, Yon95

H2 Con59, FS70, HN88, LMHM97, MTGN89, MMN93, PM93, PPMN93, Rai91, Yon95

CO2 Con59, EROWT96, HP79, HN88, LN97, MW94, WM78

Methan MTGN89

Ebenso hat WATANABE /WM78/ 10 mm dicke A5083-Bleche (vergl. EN AW-5083)

mit 1,6 mm Schweißzusatz A5183 (vergl. R-5183) unter Ar + 2,9 % und 5,63 % O2

sowie außerdem Ar + 5,76 % CO2 MIG-geschweißt. Bei seinen Auftrags-

schweißungen betrachtete er insbesondere den Gaseinfluss auf Schmelzbadgröße

und -form, Einbrand und Porosität.

MUKAE u.a. /MKNKI92/ haben 100 % Ar, Ar + 25 % N2 und 100 % N2 als

Schutzgase beim WIG- und MIG-Schweißen von 3 mm und 6 mm dicken A5083-

Blechen (vergl. EN AW-5083) eingesetzt. Dabei standen mechanisch-technologische

Untersuchungen, wie die Bestimmung von Härte, plastischem Dehnungsvermögen

und dynamischem Festigkeitsverhalten im Vordergrund.

Dagegen wird in /MW94, nn97/ zusammenfassend über die Ergebnisse der Unter-

suchung von FARWER /Far96, Far97/ mit AlMg3- und AlMg4,5Mn-Blechen (vergl.

EN AW-5754 bzw. EN AW-5083) mit den Schutzgaszusammensetzungen Ar + 100-

1000 vpm (0,01 ... 0,1 %) N2 berichtet. Hier wird im Wesentlichen der Einfluss

150 vpm (0,015 %) N2 auf das MIG- und WIG-Schweißen aufgezeigt. Neben N2 hat

FARWER Zusätze von 100 … 1000 vpm O2, CO, CO2, CH3, SF6, SO2, NO und NO2

untersucht. Er stellte dabei für das Wechselstrom-WIG-Schweißen bei allen Gasen

ausnahmslos eine erhöhte Lichtbogenstabilität fest, die er auf eine Reaktion der

Energiequelle zurückführte. Doch nur bei N2-Zusätzen seien gleichzeitig das

Nahtaussehen und der Einbrand zu verbessern.

Ebenso haben McCLURE u. a. /MTGN89/ den Einfluss von Argon- und Helium-

schutzgasen und -plasmagasen mit Aktivgas-Zumischungen von N2, O2, H2 und


Methan in der Größenordnung von 10 … 600 vpm (0,001 % ... 0,06 %) beim

Wechselstrom-Plasmaschweißen von AlCuSiMn (vergl. EN AW-2219) beschrieben.

Im Vordergrund ihrer Untersuchungen stand die Erkennbarkeit von

Schutzgasverunreinigungen, sog. „Impurities“, durch Beurteilung des äußeren

Nahtaussehens. Sie korrelierten die Aktivgas-Zumischungen mit deren Einfluss auf

die Porosität, dem in ihren Untersuchungen wichtigstem Merkmal für die

Schweißnahtqualität.

Zur besseren Unterscheidung sind im Folgenden die Ergebnisse getrennt in Abhän-

gigkeit von der Aktivgasart der Zumischung im Argon dargestellt.

3.3.1 Stickstoffhaltige Schutzgase Zur Reduzierung des Ozon-Gehaltes beim Metall-Schutzgasschweißen von Stahl

und Aluminium wurden 1977 NO-haltige Argon-Schweißschutzgase vorgestellt

/AGA95/. Durch Zusatz von 300 vpm NO wird die gesundheitsschädliche Ozon-

emission erheblich verringert. O3 lässt sich dabei in Verbindung mit NO zu normalen

molekularen Luftsauerstoff O2 und ungiftigem NO2 umwandeln und somit die

Beeinträchtigung des Schweißers reduzieren.

O + NO O NO3 2 2→ +

Als positiver Nebeneffekt stellte sich bei den Untersuchungen eine höhere Schweiß-

geschwindigkeit, eine Verringerung der Rauchentwicklung sowie eine verbesserte

Schweißnahtqualität heraus /AGA95/. Umstritten ist die Verwendung von NOx-

Zusätzen wegen ihrer gesundheitsschädlichen Wirkung.

FARWER /Far96, Far97/ u. a. /MW94, nn97/ nennen als wichtigste Verbesserungen

beim MIG-Schweißen durch 150 vpm N2-Zusatz gegenüber Argon eine verringerte

Porosität, tieferer Einbrand, verringerte Bindefehlergefahr und gesteigerte

Schweißgeschwindigkeit. Die von FARWER /Far97/ untersuchten 9 weiteren Aktiv-

gaszusätze hatten nicht zu diesen Verbesserungen geführt.

3.3.1.1 NAHTAUSSEHEN Während die Naht bei Verwendung von reinem Argon blank erscheint, führen Zumi-

schungen von Stickstoff zu braunem Niederschlag auf der Oberfläche, der in seiner

Intensität mit steigendem N2-Gehalt zunimmt. Die Nahtoberfläche bleibt jedoch relativ

glatt und regelmäßig. Bei AlMg-Legierungen ist dieser Niederschlag besonders stark


ausgeprägt. Die Mengenunterschiede werden mit thermischen Reaktionen des

Magnesiums und des Stickstoffs begründet /FS70, Far96, Far97/. Eine verstärkte

Schuppenbildung stellt dagegen McCLURE /MTGN89/ beim Plasmaschweißen

schon bei Zumischungen von 10 vpm N2 fest.

3.3.1.2 NAHTFORM Im Gegensatz zu dem bei Argon typischen fingerförmigen Einbrand nimmt der Ein-

brand mit dem N2-Gehalt deutlich zu und zeigt eine rund geformte Spitze. Die Naht-

breite erhöht sich nur geringfügig, die Nahtüberhöhung bleibt unbeeinflusst. Als

Ursachen der Verstärkung des Einbrands werden die Reaktionswärmen bei der Bil-

dung der Nitride (AlN) und bei der Assoziation der Stickstoffatome zu N2 - beides

exotherme Reaktionen - angeführt /FS70/. Auch in /MTGN89/ wird über eine hohe

Empfindlichkeit von geringsten Aktivgas-Zumischungen auf die Bildung von Ein-

brandkerben berichtet. Dieses beim Plasmaschweißen bereits ab 10 vpm Gehalt von

N2, H2, und O2 markante Auftreten von Einbrandkerben ermöglichte den Autoren eine

einfache Überwachungsmöglichkeit für die Reinheit des ansonsten ausschließlich

verwendeten Reinstargons Ar 6.0. Farwer /Far96, Far97/ stellte dagegen einen

stärkeren Seiten- und Tiefeneinbrand bei 150 vpm N2 fest, gibt aber keine

Begründung für mögliche Ursachen an.

3.3.1.3 GEFÜGESTRUKTUR Bei Schweißungen mit dem Schutzgas Ar + 10 % N2 wurde eine Kornverfeinerung

festgestellt, wenn der Schweißzusatzwerkstoff Titan oder Zirkonium enthält (z. B.

R-5087) /FS70/. Diese kornverfeinernden Elemente reagieren zu TiN und ZrN, die als

Erstarrungskeime die Erstarrungsgeschwindigkeit anheben. Die Untersuchungen von

/FS70, MKNKI92/ ergaben ebenso eine geringfügig feinere Struktur bei Verwendung

N2-haltiger Schutzgase, obwohl kein Titan oder Zirkonium vorhanden war. Es ist

daher davon auszugehen, dass Stickstoff auch durch die Bildung von AlN einen Ein-

fluss auf die Erstarrungsgeschwindigkeit ausübt. Bei Mikroanalysen von Schweiß-

verbindungen an Al99 wurden feinere sowie gröbere AlN-Phasen identifiziert. Die

feineren Phasen sind ohne Ordnung im Gefüge verteilt, während die gröberen

Phasen nadelartig angeordnet sind und nur bei hohen N2-Gehalten vorkommen. Eine

Untersuchung der nadelartigen Phasen ließ auf Nitride schließen. Darüber hinaus

wurden Phasen erkannt, die Sauerstoff und Stickstoff enthalten und damit auf

gemischte Phasen dieser Elemente hinweisen.


3.3.1.4 MECHANISCHE EIGENSCHAFTEN DER SCHWEISSVERBINDUNGEN Steigende Stickstoffgehalte vergrößern die Zugfestigkeit der Schweißverbindung; auf

die Dehnung haben sie hingegen keine Auswirkung /FS70/. Dies gilt nicht für

unbearbeitete Proben, da dort der Bruch im Bereich des Grundwerkstoffes stattfand.

Die Kornverfeinerung und die Bildung von Nitriden sind für die Zugfestigkeitser-

höhung verantwortlich. Eine quantitative Analyse der Nahtbestandteile ergab größere

Mengen von Stickstoff. Aufgrund der geringen Löslichkeit von Stickstoff in festem

Aluminium kann es sich dabei allein um AlN handeln. Der Einfluss von N2-haltigen

Gasen auf den Härteanstieg der Naht wurde durch Untersuchungen von MUKAE

/MKNKI92/ bestätigt. Dabei wurden 6 mm dicke A5083-Proben (vergl. EN AW-5083)

mit dem Schutzgas Ar + 25 % N2 stumpf geschweißt. Die Härte erreicht in der Nähe

der Schmelzgrenze einen höheren Wert als bei Schweißungen mit reinem Argon. Die

Härtesteigerung wird auf die Bildung von AlN zurückgeführt. Entgegen /FS70/ zeigen

die Untersuchungen auch, dass mit zunehmender Menge von Aluminiumnitrid in der

Naht das Deformationsvermögen und damit die Dauerfestigkeit der Schweiß-

verbindung abnimmt, die Rissempfindlichkeit aber anwächst.

3.3.1.5 POROSITÄT Die Porosität der AlMg-Legierungen wird beim manuellen Schweißen durch

N2-haltige Schutzgase nur in geringem Umfang herabgesetzt. Beim maschinellen

Fügen erfolgt, im Gegensatz zu reinem Aluminium, eine leichte Erhöhung der

Porosität. Über die Hypothese, dass die exothermen Reaktionen des Magnesiums

und des Stickstoffs die Verminderung der Porosität verhindern, herrscht jedoch

Zweifel /FS70/. Auch McCLURE stellte beim Plasmaschweißen von A5083-Blechen

(vergl. EN AW-5083) eine Zunahme der Porosität mit dem N2-Gehalt auf bis zu

0,06 % im Schutzgas oder auch im Plasmagas fest /MTGN89/.

Die beschriebenen Ergebnisse von /FS70/ sind in Tabelle 3.4 zusammenfassend für

N2-Zumischnungen dargestellt.

Zum Einfluss geringerer Beimischungen mit einem Stickstoffanteil unter 1 % auf das

MIG-Schweißen existieren nur wenige Arbeiten /AIC97, Far96, Far97, MW94, nn97/.

Von /MesXX/ wird ein Argon-Schutzgas mit 0,015 % N2 angeboten.


Tabelle 3.4: Einfluss verschiedener N2-haltiger Ar-Schutzgase auf die Eigen-schaften der Schweißverbindung /FS70/, 5-10 mm AIMg4,5Mn Blech, 1,6 mm SG-AIMg5 bzw. SG-AIMg4,5Mn Zusatz

Schutzgase Eigenschaften der Schweißverbindung Ar Ar + 5 % N2 Ar + 10 % N2 Ar + 20 % N2

Nahtaussehen / -form O - - --

Einbrand O ++ ++ ++

Zugfestigkeit O + + +

Porosität O + + O

Korngröße O + ++ ++

++ sehr gut + gut O Durchschnitt - schlecht -- sehr schlecht

Die Vorteile, die 150 vpm N2-haltige Schutzgas gegenüber reinem Argon beim MIG-

Schweißen bieten soll, sind nach /AIC97, Far96, Far97, nn97/, s. Bild 3.7:

- ruhigerer, konzentrierterer und spritzerärmerer MIG-Lichtbogen - geringere Bindefehlerneigung („besseres Anfließen des Zusatzwerkstoffes“) - intensiverer Einbrand, Bild 3.7 - geringere Porenneigung - erhöhte Schweißgeschwindigkeit - schmalere, blankere Nähte (weniger Ablagerungen) - ein zu kleineren Stromwerten verschiebbarer Einstellbereich

Argon

Argon + 150 vpm N2

Bild 3.7 Makroschliff einer MIG-Auftragsschweißung (MesXX)

Die Schweißungen zu den Untersuchungen wurden mit einem Schweißstrom von

105 A und einer Schweißspannung von 15 V durchgeführt. Es werden vom

Schutzgashersteller keine Angaben gemacht, bei welchen Aluminiumwerkstoffen,

Werkstück- sowie Zusatzdrahtabmessungen diese Vorteile festgestellt wurden.

Entgegen oben dargestellter Ergebnisse berichtet FARWER /Far96, Far97/ über die


vollständige Beseitigung der Porosität durch 150 vpm N2-Zusatz in einem 15 % He-

Ar-Gemisch beim MIG-Schweißen von profilierten Rohren.

3.3.2 Sauerstoffhaltige Schutzgase

3.3.2.1 NAHTAUSSEHEN Bei Argon-Schutzgas mit N2-Zumischungen ist der Niederschlag dunkelbraun bis

schwarz, vgl. Kap. 3.3.1. Im Vergleich dazu verursachen Beimischungen von

Sauerstoff einen weißen Niederschlag auf der Oberfläche der Schweißnaht, der

dicker ist als bei reinem Aluminiumwerkstoff. Bis zu einem O2-Gehalt von 5 % bleibt

die Nahtoberfläche regelmäßig. Bei O2-Gehalten von 5 % ... 10 % wird sie

unregelmäßig, grobschuppig und weist Einbrandkerben auf, /FS70/.

Im Gegensatz zu N2 stellt /MTGN89/ für O2-Zumischungen bis 0,06 % keine

Veränderung der Nahtschuppigkeit fest.

3.3.2.2 NAHTFORM Bei O2-haltigen Ar-Schutzgasen ist eine deutliche Erhöhung des Einbrands erzielbar,

der den von N2-haltigen Ar-Schutzgasen noch übersteigt /FS70/. Der Einbrand zeigt

eine rund geformte Spitze. Die Breite der Schweißnaht ist ein wenig geringer als bei

N2-haltigen Ar-Schutzgasen, die Nahtüberhöhung bleibt unbeeinflusst. Als Ursachen

der Einbrandvergrößerung werden die Reaktionswärmen der exothermen Reaktionen

genannt. Im Falle des Sauerstoffs sind diese die Bildung des Oxids (Al2O3) und die

Assoziation der dissoziierten Gasmoleküle (O2). Die Dissoziationsenergie beträgt für

N2 224 kcal/Mol, für O2 119 kcal/Mol und für H2 104 kcal/Mol /HW98/. Auch in

/MTGN89/ wird - wie schon bei N2 - auch für O2-Zumischungen bis 0,06 % das

Auftreten von Einbrandkerben festgestellt. In /LN97/ und /EROWT96/ wird ein

verstärkter Einbrand durch 0,5 bis 1,0 % O2- und CO2-Zumischung festgestellt, doch

erhöht sich dabei die Porosität.

3.3.2.3 GEFÜGESTRUKTUR Die Gefügestruktur ist bei Schweißungen mit dem Schutzgas Ar + 5 % O2 nicht so

fein wie die bei Verwendung reinen Argons /FS70/.

3.3.2.4 MECHANISCHE EIGENSCHAFTEN DER SCHWEISSVERBINDUNGEN Die Zugfestigkeit und die Dehnung werden kaum durch O2-haltige Ar-Schutzgase be-

einflusst. Die Zugfestigkeit der unbearbeiteten Proben wird herabgesetzt, wenn Ein-


brandkerben vorhanden sind. Der Bruch erfolgt dann in der Wärmeeinflusszone. Dies

trifft für Schutzgase mit einem O2-Gehalt über 5 % zu, /FS70/.

3.3.2.5 POROSITÄT Sauerstoffhaltige Schutzgase bewirken im Vergleich zu reinem Argon eine deutliche

Abnahme der Porosität. Bei Schutzgasen, die Stickstoff und Sauerstoff enthalten,

streuen die Ergebnisse stark, eine Verminderung der Porosität wurde nicht in jedem

Fall festgestellt /FS70/. Diese wird von /MTGN89/ für das Plasmaschweißen und von

/Far96, Far97/ für das MIG-Schweißen nicht bestätigt, da hier auch schon

O2-Gehalte von 400 vpm zu erhöhter Porosität führten.

Die Ergebnisse von FUKUI für O2 sind in Tabelle 3.5 zusammengefasst.

Tabelle 3.5: Einfluss verschiedener O2-haltiger Ar-Schutzgase auf die Eigen-schaften der Schweißverbindung /FS70/, 5-10 mm AIMg4,5Mn Blech, 1,6 mm SG-AIMg5 bzw. SG-AIMg4,5Mn Zusatz

Schutzgase Eigenschaften der Schweißverbindung Ar Ar + 2 % O2 Ar + 5 % O2 Ar + 10 % O2


Einbrand O ++ ++ ++

Zugfestigkeit O O O O

Porosität O ++ ++ +

Korngröße O O O O


Die Eigenschaften des Lichtbogens beim MIG-Schweißen von Aluminium unter Ver-

wendung von Argon-Schutzgasen mit einem O2-Gehalt von 2 - 5 % waren Gegen-

stand der Untersuchungen von JÖNSSON /JMS95/. Der Autor stellte im Vergleich zu

reinem Argon bei sauerstoffhaltigen Ar-Schutzgasen nur eine geringfügige Eigen-

schaftsänderung der Lichtbogensäule fest. Die Veränderung des Massenflusses, der

Druckwirkung des Lichtbogenplasmas, der Lichtbogenspannung sowie -temperatur

beliefen sich auf unter 5 %. Der geringfügige Einfluss wird auf die nur mäßige

Beeinflussung der Transport- und thermodynamischen Eigenschaften von Argon -

z. B. Enthalpie, Dichte, elektrische und thermische Leitfähigkeit - bei Zumischung

geringer Mengen Sauerstoff zurückgeführt. Der bei O2-haltigen Schutzgasen

beobachtete ruhigere Lichtbogen und stabilere Werkstoffübergang wird durch den

Einfluss des Sauerstoffs auf die Kathoden- und Anodenregion begründet. Als


Ursache eines stabileren Lichtbogens wird zum einen die Bildung nichtmetallischer

Einschlüsse angeführt, die die Lichtbogenentstehung und damit das Zünden

begünstigen. Zum anderen verringern die Oxide die Bewegung des Kathoden-

lichtbogenansatzes, da die Metalloxiddicke mit dem O2-Gehalt steigt.

Der Autor stellt heraus, dass die gebildeten Oxide eine Quelle für Elektronen dar-

stellen, da diese eine geringere Elektronenaustrittsarbeit besitzen, vgl. Kap. 3.1.1.

Sauerstoff beeinflusst darüber hinaus die Schweißnahtform. Der verringerte

Oberflächenspannungsgradient und die sich auf der Schmelzbadoberfläche

bildenden Oxide führen zu einem größeren Schmelzbad und damit zu einem tieferen

Einbrand, /JMS95/.

3.3.3 Wasserstoffhaltige Schutzgase Wissenschaftliche Arbeiten, die sich mit dem Schweißverhalten von geringeren

Mengen Wasserstoff im Schutzgas Ar bei Aluminiumwerkstoffen beschäftigen, gibt

es ebenfalls nur wenige. Aufgrund der Porenbildung und der damit eintretenden

Verminderung der mechanischen Eigenschaften, befassen sich jedoch zahlreiche

Arbeiten vorrangig mit Möglichkeiten zum Nachweis von geringsten

Wasserstoffspuren z. T. schon während des Schweißens im Lichtbogenplasma

/PM93 u.v.a./. McCLURE /MTGN89, MP93/ stellte fest, dass noch Wasserstoffanteile

von unter 100 vpm eine Porosität und eine ungleichmäßige Oberflächenstruktur

erzeugen können. Deshalb wurden für hochqualitative Nähte am Tank des Space

Shuttles ein Diagnosesystem entwickelt, das diese geringsten Konzentrationen

nachweist /MMN93, PM93/.

3.3.3.1 NAHTAUSSEHEN Die Oberfläche der Naht wird bei Verwendung wasserstoffhaltiger Schutzgase

metallisch rein und glatt, jedoch werden viele offene Poren ersichtlich /FS70/.

3.3.3.2 NAHTFORM Der Einbrand ist bei H2-haltigen Schutzgasen höher als bei reinem Argon, er erreicht

hingegen nicht die Einbrandtiefe, die mit O2- und N2-haltigen Schutzgasen erzielt

wurde. Die Schmelzbadbreite wird geringfügig größer, die Nahtüberhöhung ist im

Vergleich zu anderen Aktivgaskomponenten stärker ausgeprägt. Der gegenüber Ar-

gon etwas tiefere Einbrand wird auf die exotherme Reaktion der Wasserstoffatome

bei ihrer Rückbindung zu H2 (Assoziation) zurückgeführt /FS70/.


Auch in /MTGN89/ wird wie schon bei N2 und O2 auch für H2-Zumischungen bis

0,06 % das Auftreten von Einbrandkerben festgestellt.

3.3.3.3 GEFÜGESTRUKTUR Die Gefügestruktur ist bei Schweißungen mit dem Schutzgas Ar + 1 % H2 nicht so

fein wie die bei Verwendung reinen Argons. Bei der Betrachtung der Mikrostruktur

fällt eine hohe Porosität des Gefüges auf /FS70/.

3.3.3.4 MECHANISCHE EIGENSCHAFTEN DER SCHWEISSVERBINDUNGEN Die starke Porosität bei mit H2-haltigen Schutzgasen geschweißten Verbindungen

wird als Ursache einer deutlichen Verminderung der Zugfestigkeit und der Dehnung

angesehen /FS70/.

3.3.3.5 POROSITÄT Wasserstoffhaltige Schutzgase bewirken beim maschinellen und manuellen

Schweißen gegenüber reinem Argon einen deutlichen Anstieg der Porosität. Auf-

grund dieser Tatsache werden schon geringste Gehalte von H2, d. h. > 100 vpm im

Schutzgas in Bezug auf die Schweißnahteigenschaften als schädlich eingeschätzt

/FS70, MTGN89/. Die Ergebnisse für H2-Zumischungen sind zusammenfassend in

Tabelle 3.6 dargestellt.

Tabelle 3.6: Einfluss verschiedener H2-haltiger Schutzgase auf die Eigenschaften der Schweißverbindung /FS70/,/, 5-10 mm AIMg4,5Mn Blech, 1,6 mm SG-AIMg5 bzw. SG-AIMg4,5Mn Zusatz

Schutzgase Eigenschaften der Schweißverbindung Ar Ar + 0,5 % H2 Ar + 1 % H2 Ar + 2 % H2


Einbrand O O + ++

Zugfestigkeit O -- -- --

Porosität O -- -- --

Korngröße O O O O


Durch spektroskopische Messungen lässt sich Wasserstoff schon in geringsten

Mengen nachweisen, da sehr gut unterscheidbare Spektrallinien der Balmer-Serie

gefunden und ausgewertet werden können /MMN93, PPMN93, SG83/.

Untersuchungen beim Plasmaschweißen ergaben im Gegensatz zu früheren


Arbeiten /MTGN89/, dass eine geringe Wasserstoffbeimischung im Plasmagas

ebenso wie eine Verunreinigung mit Stickstoff keine Auswirkungen auf die Porosität

hat. Dagegen ist bei Sauerstoffzumischung eine ansteigende Zahl von Poren zu

verzeichnen.

Wasserstoff wird dem Plasmagas zugegeben, um eine Temperaturerhöhung im

Lichtbogen zu erreichen. Da es sich um ein molekulares Gas handelt, wird durch die

Assoziation der im heißen Lichtbogenkern dissoziierten H-Atome zu H2 in der

Schmelze weitere Energie frei. Dieser Effekt ist allerdings nicht so groß wie bei den

anderen Gasen Sauerstoff und Stickstoff. Wird allerdings bei einem inerten

Plasmagas ein wasserstoffhaltiges Schutzgas verwendet, so zeigt sich schon ab

Anteilen von 25 vpm eine leichte Porosität, die mit Zunahme des Wasserstoffanteils

stark ansteigt. Bei Stickstoff- und Sauerstoffbeimischungen wird eine leichte Porosität

erst bei Anteilen festgestellt, die um eine Größenordnung über denen von

Wasserstoff liegen /MTGN89/.


3.4 Methoden zur quantitativen Analyse des MIG-Lichtbogenplasmas Grundlage fast aller Arbeiten in der Plasmadiagnostik ist die Bestimmung der

Temperatur bzw. des Temperaturfelds im Lichtbogen. Da alle Eigenschaften des

Plasmas eng an die Temperatur gekoppelt sind, lassen sich diese aus ihrer Kenntnis

ableiten. Zusammen mit der stofflichen Zusammensetzung beeinflusst die Tem-

peratur grundlegende physikalische Vorgänge und damit das Verhalten des

Plasmas, wie Anregung, Dissoziation, Ionisation und die Strahlung, d. h. auch die

Emission von Licht. Dabei spielen die temperaturabhängigen physikalischen Kenn-

werte der im Plasma vorhandenen Stoffe eine wichtige Rolle, so z. B. die elektrische

und thermische Leitfähigkeit, spezifische Wärme und Enthalpie.

In der Tabelle 3.7 sind als Übersicht die Ergebnisse verschiedener Arbeiten zur Licht-

bogenphysik überwiegend im Zusammenhang mit dem Schutzgasschweißen, der

Plasmazusammensetzung oder der Temperaturbestimmung aufgeführt. Insbeson-

dere der stationäre Bogen mit Wolfram-Permanentelektrode ist Basis vieler Arbeiten

gewesen, da dieser „saubere“ Bogen ohne Störungen durch den Werkstoffübergang

und große Metalldampfanteile des Zusatzwerkstoffs betrieben werden kann.

3.4.1 Experimentelle Methoden Eine direkte Messung der Temperatur ist bei den hohen Temperaturen im Lichtbogen

von üblicherweise über 10000 K nicht möglich. Daher wird ausschließlich die

Spektroskopie zur Temperaturbestimmung verwendet, die gleichzeitig zusätzliche

Information z. B. über die stoffliche Zusammensetzung /BT96, DP86, DAE86, Gli76,

HF84, HF85, IKPH97, ME70, ME75, Mil77, MA94, Mur94b, Mur96, ST79, SA68,

Ton75, Yon95/ und auch den Ionisationsgrad /FM56, GR77, ZPF85/ des Plasmas

liefern kann.

Ausgewertet werden dafür die von den im Plasma befindlichen und angeregten Teil-

chen emittierte diskrete Linienstrahlung und seltener die Kontinuumstrahlung, um

dann über die relative oder absolute Intensität der Spektrallinien eine Temperatur zu

berechnen. Die relative Methode erfordert mindestens zwei Linien mit möglichst

großer Differenz ihrer Anregungsenergien, um den Fehlereinfluss zu minimieren.

Erfahrungsgemäß ist erst ab 1 eV Differenz mit akzeptablen Genauigkeiten zu rech-

nen /Mil77/. Die absolute Messung an einzelnen Linien erfordert dagegen die Ka-

librierung mit einem Planck´schen Normalstrahler, dessen Spektraldichte-

Wellenlängen-Profil in dem betrachteten Wellenlängenbereich bekannt ist /GUE75,


ME70, ME75, MA94, Mur94b, Yon96, WUT97/. Daneben sind verschiedene

Methoden zur Auswertung von Linienverbreiterungsmechanismen, wie z. B.

DOPPLER oder STARK, verwendet worden, da hierbei die Elektronendichte sehr

einfach aus der Halbwertsbreite bestimmt werden kann /RS67/. Weiterhin ist die

Methode nach BARTELS zur Auswertung von Intensitätsprofilen aus optisch dicker

Schicht erwähnenswert, da mit ihr ohne eine ABEL-Transformation direkt aus der

emittierten maximalen Spektraldichte die Temperatur bestimmt wird, /Bar49a,

Bar49b, Bar50/.

Vorraussetzung für alle Verfahren ist das Vorhandensein des lokalen thermischen

Gleichgewichtes (LTG bzw. englisch LTE).

3.4.2 Mathematische Modelle Neben den experimentellen Untersuchungen sind vielfältige analytische Methoden

zur numerischen Beschreibung der Vorgänge im Schweißlichtbogen angewendet

worden /Rom75, GR77, GR80, RT82, All85, CSW92, LKS92, JWS93, DKDD93,

MA94, DKDR95, HL96, Mur96, LMHM97, WUT97, Hai98 u. a./. Auch dabei steht die

Kenntnis bzw. die Bestimmung der Temperaturverteilung im Vordergrund, da die

anderen physikalischen Kennwerte von ihr abhängig bestimmt werden können.

Hervorzuheben sind die Arbeiten von HAIDAR und LOWKE /HL96, HL97, Hai98/

sowie JÖNSSON u. a. /JWS93, JMS95/, die beide mit einem 2D-Modell das MSG-

Schweißen abgebildet haben. Während JÖNSSON u. a. vorrangig die elektro-

dynamischen, Wärmetransport- und Fluidstrom-Eigenschaften der Plasmasäule

betrachteten, modellierten HAIDAR und LOWKE zusätzlich die Tropfenbildung,

-formänderung und -ablösung zeitabhängig unter Berücksichtigung der Oberflächen-

spannung, Schwerkraft, Massenträgheit und magnetischer Pinchkräfte. Unter Vor-

aussetzung von Axialsymmetrie, LTG, laminarem Gasfluss und Vernachlässigung

des Tropfeneinflusses im Plasma erhalten sie als Ergebnisse Temperatur-

verteilungen auf Basis desselben Berechnungsmodells, JÖNSSON für Argon und

Aluminium, ohne jedoch Tropfenbildung und Metalldampfeinfluss zu berücksichtigen, Bild 3.8, und HAIDAR und LOWKE für CO2 und Stahl, Bild 3.9.


Bild 3.8 2-D-Simulation der Temperaturverteilung im Al-MIG-Lichtbogen, 250 A ohne Berücksichtigung von Metalldampf, /JWS93/

Bild 3.9 2-D-Simulation der Tropfenbildung und Temperaturverteilung bei Stahl unter CO2, 1,6 mm Elektrode, 325 A, /HL97/


3.4.3 Metalldampfeinfluss Der Übergang von Tropfen durch den Bogen sowie die Verunreinigung des Bogens

durch Metalldämpfe, die in MSG-Lichtbögen mit abschmelzenden Elektroden z. T. in

erheblichem Maße auftreten, beeinflussen nicht nur das Lichtbogenplasma, sondern

erschweren auch die messtechnische Untersuchung solcher Bögen. So ändert sich

nach FINKELNBURG und MAECKER /FM56/ der Charakter des Metalldampfbogens

gegenüber einem Gasbogen, da hier die leichter ionisierbaren Metalldämpfe

vorwiegend den Stromtransport übernehmen. Bei hohen Stromdichten an dünnen

Anoden führt dieses dann zu verstärkter Anodenverdampfung mit der Ausbildung ei-

nes Dampfstrahles, der Geschwindigkeiten von bis zu 102 ms-1 besitzen kann.

Neben mehreren älteren Arbeiten, wie z. B, CONN /Con59/, LANCASTER

/Lan62, Lan86/, RYKALIN /RKN62/ und SMÅRS /SA67, SA68/, haben SCHELL-

HASE /Sch85/ sowie YONGLON /Yon95/ das MSG-Schweißen mit abschmelzender

Elektrode untersucht und den Metalldampfeinfluss analysiert. Dabei werden die

Vorgänge bei der Ausbildung eines Dampfstrahls im Lichtbogenkern in

verschiedenen Arbeiten überwiegend für Stahlelektroden beschrieben /WS73,

Men78, SW80, BD00, DSH00, Nem94 u. 96, Qu99/. Zumischung molekularer Gase

und auch He führt zu einer Verkleinerung des Anodenfußpunktfläche und damit einer

Schwächung der Lorentzkraft, die für die Tropfeneinschnürung und -ablösung beim

Impulslichtbogen ursächlich ist.

USHIO und andere /UHTTM94/ stellen eine Verringerung der Schweißrauche beim

MIG-Schweißen von AlMg-Legierungen durch den Einsatz einer neuentwickelten

Wechselstromquelle im Vergleich zu einer Gleichstromquelle fest. Die sich bildenden

Schweißrauche wurden ergänzend zur Hochgeschwindigkeitsfilmtechnik mit einem

Röntgendiffraktometer bei gepulstem MIG-Gleich- und Wechselstrom analysiert.

Zusammenfassend führen sie die Schweißrauchentstehung überwiegend auf die

Verdampfung des überhitzen Tropfens zurück. Hierbei dominieren insbesondere

Legierungselemente mit hohem Dampfdruck, wie Magnesium, bei den verwendeten

AlMg-Werkstoffen. Beim Gleichstrom-Impulslichtbogen besteht der Dampf aus MgO,

Al2O3 und Al. Dabei findet die Mg-Verdampfung überwiegend am Tropfen statt und

führt zu Störungen beim Werkstoffübergang durch das explosionsartige Platzen der

Tropfen. Mit dem Einsatz des Wechselstrom-Impulslichtbogens wird der Dampfanteil

auf etwa 0,5 bis 0,15 reduziert, wofür ein verringerter MgO-Anteil aufgrund einer

geringeren Tropfentemperatur maßgeblich ist. Darüber hinaus stellen die Autoren


eine Abhängigkeit der Schweißrauchmenge von der Spannung fest. Mit einem

Minimum bei etwa 20 bis 23 V nimmt bei niedrigeren und höheren Spannungen die

Schweißrauchmenge auf über das Doppelte zu.

SMÅRS /SA67, SA68/ hat mit spektroskopischen Temperaturmessungen beim

Aluminium-MIG-Schweißen maximale Bogenkerntemperaturen von etwa 20000 K

durch die Auswertung der Spektraldichte der Argonneutralenlinie 763,5 nm erhalten,

Bild 3.10.

Bild 3.10 Spektroskopisch ermittelte Temperaturverteilung im Al-MIG-Lichtbogen, 250 A, ohne Berücksichtigung des Metalldampfeinflusses, /SA68/

Diese Ergebnisse decken sich mit Temperaturverteilungen beim WIG-Schweißen,

z. B. /HFKC86, FHK88, u.v.a./. Doch dem stehen mehrere Untersuchungen

entgegen, in denen nachgewiesen wurde, dass gerade das Vorhandensein von

Aluminiumdampf die Bogentemperatur gegenüber einem Bogen ohne Metalldampf

erheblich absenkt, /DAE86, Gli79, TK62, Ton75/.

Auch TON /Ton75/ hat an seinem speziellen Plasma-MIG-Bogen eine sehr geringe

maximale Temperatur von unter 7000 K in dem von Aluminiumdampf erfüllten Bo-

genkern gemessen. Dazu verwendete er in der Auswertung seiner spektrosko-

pischen Messungen aber nicht Argon-Linien sondern verschiedene Cu-, Fe- und Mn-


Neutralenlinien, die aus dem verdampfenden Draht bzw. Tropfen stammen. In dem

umgebenden äußeren Argon-Bogen stellte er Temperaturen von 13000 K durch das

spektrale Neutralen-Ion-Intensitätsverhältnis von Argon-Linien fest.

Zusammenfassend ist für metalldampfdominierte Lichtbögen festzuhalten, dass

neben dem Dampfdruck bzw. Siedepunkt die Ionisationsenergie des/der beteiligten

Metalle einen großen Einfluss auf die Lichtbogeneigenschaften hat. So wird durch

das Vorhandensein von Metalldampf im Lichtbogen die Temperatur verringert und

der Lichtbogen kontrahiert /FIN65, Gli79, Lan62/, Bild 3.11.

Bild 3.11 Radiale Temperatur- und Stromdichteverteilungen in Abhängigkeit vom Al-Dampfgehalt, /Gli79/

Dabei entsteht bei magnesiumhaltigen Al-Elektroden unabhängig von der Polarität

eine starke Metalldampfströmung zum Werkstück. Bei diesen Elektrodenwerkstoffen

treten Verdampfungsverlusten von bis zu 10 % auf. Der Siedepunkt von Aluminium-

Legierungen wird durch Magnesium erheblich herabgesetzt, z. B. durch 2 % Mg von


2740 K auf 1700 K /DAE86, Sch85/. Dieses führt dazu, dass der Mg-Metalldampf das

gesamte Plasma erfüllt und sich ein linsenförmiger Einbrand ergibt, /Con59/, Bild

3.12

Bei im Vergleich zu Eisen relativ hohen Brennfleck-Temperaturen von über 3000 K

entstehen Verdampfungsgeschwindigkeiten bei Al von 7 bis 90 g/cm2s und für Mg

analog zu Zn 80 bis 600 g/cm 2s /Con59/.

Bild 3.12 Nahtform und Einbrandverhalten bei verschiedenen Schutzgasen nach /Con59/; A) Ar, Mg; b), Ar, Al; c) Ar, Cu; d) Ar, St; e) He, St; f) Ar, St mit Permanentelektrode; g) CO2, St; die Ausbildung eines Metalldampfkerns ist schraffiert dargestellt

Dagegen wird die Siedetemperatur bei Vorhandensein von Sauerstoff im Bogen

durch die Bildung von Oxiden erhöht. Der Siedepunkt von MgO ist mit 3070 K mehr

als doppelt so hoch gegenüber 1380 K von reinem Mg, während er bei Al2O3 nur um

etwa 200 K höher als bei Al liegt. Die Siedepunkterhöhung hat demnach eine

Verringerung der Verdampfungsrate zur Folge /Con59, How69, Sch73/.

BOSWORTH und DEAM /BD00, BF99/ stellen in experimentellen Messungen an

1,2 mm Stahlelektroden eine strenge Beziehung zwischen der Dampf-

entstehungsrate und der Tropfengröße beim MAG-Impulslichtbogenschweißen fest,

die sie mit einer Modellierung bestätigen konnten, Bild 3.13.

So zeigt sich, dass die Verdampfung bei kleineren Tropfen stärker ist. Die Höhe des

Wärmeeintrags scheint kaum Einfluss auf die entstehende Dampfmenge zu haben.

Metalldampf wird von der heißen Seite des Tropfens durch Diffusion und Konvektion

in die Lichtbogensäule und auch nach außen transportiert. Rauche auf die

Entstehung von Metalldampf zurückzuführen. Während ein Teil des Dampfes auf der

Schmelzbadoberfläche kondensiert, gelangt der größere Teil aus dem Schutzgas-

schleier nach außen in die umgebende Luft und wird dort oxidiert.


Bild 3.13 Lokalisierung der Dampfentstehung und Metalldampfkanalbildung beim MSG-Schweißen /BD00/

DEAM, SIMPSON und HAIDAR /DSH00/ bestätigen diese Beobachtung durch eine

halbempirische Modellierung. Allerdings steigt die Gesamtmetalldampfmenge mit der

Tropfengröße, da mit der Tropfengröße die Oberfläche an der Elektrodenspitze und

damit auch die Verdampfungsmenge zunimmt. Aus den Berechnungen mit einer

Berücksichtigung der werkstückseitigen Kondensation folgt auch, dass die

Verdampfung an der Elektrodenspitze dominiert gegenüber der an dem

übergehenden Tropfen sowie an der Schmelzbadoberfläche, Bild 3.14.

0

5

10

15

20

25

30

35

Fu

me

Fo

rmat

ion

Rat

e (

g/h

r)

2 4 6 8 10 Wire Feed Speed (m/min)

Predicted FFR Measured Short Ciruiting FFR Measured Non Short Circuiting FFR

Measured S. C. FFR (High Voltage) Measured Non S. C. FFR (High Voltage)

Bild 3.14 Rauchentstehungsrate in Abhängigkeit von der Drahtförder-geschwindigkeit /DSH00/


3.4.4 Ionisationsgrad Der Ionisationsgrad wird im Wesentlichen durch die Plasma-Zusammensetzung und

die Ionisationsenergien der beteiligten Elemente bestimmt. Metalle mit ihrer etwa

halb so hohen Ionisierungsenergie gegenüber Argon (15,76 eV) werden im Bogen

daher zum großen Teil ionisiert und führen damit schon bei geringen Anteilen im

Plasma erhebliche Anteile des Lichtbogenstroms /FM56/. So sind nach /Con59/ bei

6000 K 10 % Al-Metalldampf und jedoch nur 0,1 % Ar ionisiert, Bild 3.15.

Bild 3.15 Thermische Ionisation einiger Gase und Dämpfe aus der SAHA-Gleichung /Con59/

Eine weitere Folge der geringeren Ionisationsenergie ist die starke Erniedrigung der

Lichtbogen-Säulentemperatur und ein breiterer Bogenkern, wodurch das Ein-

brandprofil verbreitert und gleichmäßiger wird /Con59, DAE86, EP85, GR77, GR80,

FHC86, ME75, ME84, Mil77, MT84, ZPF85/.

Besondere Bedeutung kommt nach FINKELNBURG und MAECKER /FM56/ dem

Vorhandensein von Oxidhäuten auf der kathodischen Oberfläche zu. Da erhitzte

Metalloxide eine besonders hohe Elektronenemissionsfähigkeit besitzen, wird die

Bogenstabilität wesentlich erhöht. Dabei bewirken schon Spuren von Sauerstoff eine

verstärkte Elektronenemission und dadurch eine Erhöhung der elektrischen Leitfä-

higkeit und des Ionisationsgrades. Die thermische Elektronenemission hängt nach

der RICHARDSON-Gleichung exponentiell von der Austrittsarbeit des Kathodenma-

terials ab.


3.4.5 Transporteigenschaften GLICKSTEIN /Gli79/ stellt fest, dass als wichtigste Einflussgröße die elektrische

Leitfähigkeit durch Al-Metalldampfgehalte im Lichtbogen zunimmt, Bild 3.16. Zu glei-

chen Ergebnissen kommt /MT84/ unter dem Einfluss von Cu-Metalldampf. Bei-

spielsweise führt 1 % Cu zu einer Zunahme der elektrischen Leitfähigkeit um 28 %.

Die Ursache liegt in der starken Zunahme der Elektronendichte. Wenn der

Metalldampf voll ionisiert ist, verschwindet dieser Einfluss aber bei Überschreiten

einer bestimmten Temperatur. Die Änderung der thermischen Leitfähigkeit wird

dagegen nur geringfügig beeinflusst.

Die allgemeine Berechnung aller Transport-Koeffizienten, d. h. der zur Beschreibung

des Wärme- und Stofftransports notwendigen physikalischen Kennwerte Viskosität,

Wärme- und elektrische Leitfähigkeit, haben MURPHY und ARUNDELL in /MA94,

Mur01/ für Ar, N2, O2 und deren Mischungen durchgeführt. Hieraus bestimmten sie

kombinierte Diffusionskoeffizienten, die unabhängig von Ionisationsgrad und

Dissoziation die Diffusion der 2-Komponenten-Gasgemische voll beschreiben.

Bild 3.16 Elektrische Leitfähigkeit in Abhängigkeit vom Al-Dampfgehalt /Gli79/

Weiter hat MURPHY die in /Mur01, Mur94b/ experimentell ermittelte Entmischung bei

Ar-N2-Mischgasen im WIG-Lichtbogen auch mit einem 2D-Modell rechnerisch in


/Mur01, Mur96/ nachgewiesen. Als Ergebnis erhält er zwar einen nur geringen

Einfluss auf die axiale Geschwindigkeit und die Temperatur, aber die Entmischung

verursacht eine erhebliche Änderung des Wärmetransports.

Die Transport-Koeffizienten von Ar-H2-Mischgasen sind in /AALP96, MEBPSMS95/

in Kaskadenbögen mit Berücksichtigung der Dissoziation numerisch bestimmt

worden. Hieraus erhalten MEULENBROEKS u. a. den Nachweis für einen geringen

Einfluss einer H2-Zumischung auf die Transporteigenschaften, da die

Neutralteilchendichte sich kaum verändert. Hingegen nimmt die Elektronendichte

schon bei H2-Gehalten von 3 % im Argon auch im experimentell untersuchten

Kaskadenbogen stark ab /MEBPSMS95/.

Nach JÖNSSON /JWS93, JMS95/ ist auch der Einfluss von O2 auf die Trans-

porteigenschaften des Ar-O2-Lichtbogenplasmas vernachlässigbar.

Neutrale Partikel übernehmen nach /Sel82, Sel80/ 80 % der Leistung und 50 % des

Wärmeflusses zum Werkstück und sind dadurch auch größtenteils für die Druck-

wirkung auf die Schmelze verantwortlich.

Aus dem lokalen Impulsgleichgewicht geht hervor, dass allein elektromagnetische

Kräfte die Plasmagasbewegung bzw. –beschleunigung verursachen. Dabei hat der

radiale Plasmastrom einen sehr starken Einfluss auf den Teilchentransport von au-

ßen nach innen, aus dem sich ein enger axialer Kernbereich ergibt, der den Impuls

für den axialen Gastransport liefert /MZSSE81/.

In Tabelle 3.7 sind in einer Übersicht Arbeiten zu experimentellen und auch

analytischen Untersuchungen von Lichtbögen, insbesondere dem Schutzgas-

schweißlichtbogen zusammengefasst dargestellt. Neben spektroskopischen

Untersuchungen an Lichtbögen befassen sich zahlreiche Arbeiten mit der

numerischen Simulation von Plasmen unter Berücksichtigung der notwendigen

physikalischen Teilmodelle. Der Schwerpunkt für diese Auswahl wurde auf die

Bestimmung der Plasmazusammensetzung, der Temperatur sowie der Entstehung,

des Einflusses und der Wirkung von Metalldampf gelegt.


Tabelle 3.7 Übersicht von Arbeiten zur Physik des Schutzgaslichtbogens

Literatur- stelle

Bogen Schutzgas Werkstoff Elektr-Werkst

SpektroskopieModellierung

Metall- dampf

Bemerkung/Ergebnisse

ADV80 N2, H2, Modell, LTG 1% Cu Elektr. u. therm. Leitfähigkeit, 1% Cu ⇒ elektr. Leitf. 100 x ↑

Bar50 Spektroskop. optisch dicke Schicht BT96 E-Ofen Luft St 480-510nm

Hβ ,Fe, Ca 2,5% Fe Lichtbogenofen

BSS97 Kaskade Ar, Ar+N2 Langmuir-Sonde

N2-Zum. ⇒ Plasmadichte ↓ ⇒ N2

+-Ion dominant CSW90 WIG Ar W-Metall Modell Lb.-

Schmelze diskutiert Anoden-Stromdichte in

Schmelzmitte ↓, ne hier ↓ Con59 MSG

WIG Edelgase u. Aktivgas

Diverse exp. und Spektroskie

umfangr. diskutiert

Mg, Al beim MIG, Kernaus-bildung, Impurities

CYK98 MSGp Modell Tropfenformung, -ablösung DGSS94 Kaskade Ar, Ar+N2,

N2 W-Cu Ion-Masse

Spektrum N2 dominiert, dissoziative

Rekombination DK94 Laser-

Plasma Ar Modell Strahlung, Energie-Transport,

DP86 E Fe0 u. Fe1 Ca, Cs

Mg,Fe,SiTi,Mn,Al

Oxide, Flussmittel-Bestandteile

DAE86 WIG Ar +O2 W- CrNi-Stahl

Linien aller Elemente und Modell

Fe,Mn, Cr,Ca,Al

Einfluss Metalldampf, bei Mn 1000 x ↑ als Al; Mn ⇒ Einbrand ↑, nicht f (UIonisation)

DE90 allg. Ar, He, N2 M-gase

allg. M. Modell, Lit.-Überblick

elektr. und therm. Leitfähigkeit

DSH00 MSG Ar St Modell Fe Tropfengröße↑⇒Metalldampf↑ EP85 Ar C-Cu Ar0 431,1,

Kont. Cu Cu-Dampf ↑ stark die elektr.

Leitfähigkeit < 9000 K FM90 H2, Modell Saha-Boltzmann gilt bei pLTG GARV90 WIG N2, SF6 W-Cu Modell Cu Cu-Dampf ↑⇒ elektr. Leitf. ↓ GGL92 allg. Ar, N2, SF6 allg. Modell 0,1-10%

Cu, Fe T ↓ da elektr. Leitfähigkeit und Strahlung durch Cu ↑

GGPB93 Ar, N2 W-Cu Modell Fe Dampf ⇒ an Anode Kühlung des Bogens durch Strahlung

Gli76 WIG Ar, N2 W-Cu Ar0, Ar1 Bed. für LTG/PLTG, elektr. und therm. Leitfähigkeit, N2

Gli79 WIG Ar, He W-Al 1D-Modell Al Al-Dampf ⇒ T ↓, I-Dichte ↓ GR77 E/MAG Ar Modell Al, La Ionisationsgrad GR80 WIG Ar, He W-Al Modell 1-5%Al,

1%La elektr. Leitfähigkeit am Lichtbogenrand ↑

Hai98 WIG/ MSG

Ar W-St, St-St 2D-Modell Fe LTG gilt bei Metalldampf, da Ionisationspotential ↓ ⇒ n ↑

HF84 WIG Ar W-Cu Ar0 696,5 ArK 553,5

kein LTG gültig

HF85 WIG Ar Cu, H2O Ar0 696,5 allg. Temperatur FHC86 MAG Ar CrNiSt-Cu Ar0 696,5 → 0,25%

Fe, Cr Metalldampf auf Achse von Anode → Kathode

HFKC86 WIG Ar, Ar + Cer-Zugabe

W-Cu Modell u. Ar0 696,5

bis 0,2% Metall

Bei Cer-Zugabe kontrahiert der Lichtbogen

FHK88 WIG Ar W Ar0 696,5 1-5atm, LTG nicht an Elektrode und Bogenrand

Hai97 WIG Ar W-St Modell Ar0 696,5

an W-Kathode Abw. von LTG


Literatur- stelle

Bogen Schutzgas Werkstoff SpektroskopieModellierung

Metall- dampf


HEP82 WIG Ar W-Cu Modell, K bei 431,2 Ar1 480,6

Stromdichte in Kathodennähe maßgebl. für Gesamtmodell, I u. I-Vert. = f (T, MHD-Pumpen)

HL96, HL97

MAG Ar, CO2 St 2D-Modell Tropfenbildung und Tempe-ratur

HW60 MAG, E Ar, CO2 St Fe-Linien Fe Dissoziation am Bogenrand How69 WIG Ar,Ar+5-

10%H2,O2 W-Fe,Cu, Sn,Pb

Modell Fe,Cu, Sn,Pb

Verdampfungsrate, Dampf-drücke

HP84 WIG Ar Modell thermodyn. u. Transport-Kennwerte, 0,5-10bar

IKPH97 WIG Ar/He W-CrNi-St 120-180nm 180-210nm 180-240nm

UV-Strahlung, Ionendichte

Jac92 MSGp Ar+CO2,O2, H2,He

St Experiment Fe Verdampfung u. ↓ Anodenfl. ⇒ wirken Tr.Ablösung entgegen

Jue85 Bogen Vakuum, He, Ar

Cu Experiment Cu Impurities ⇒ sprungartige Bogen-Fußpunktbewegung

JWS93 MAG Ar Al 2D-Modell ohne Strahlung und Metall-dampf

JMS95 MAG Ar+ 2-5%O2

St, CrNi, Al 2D-Modell O2-Einfluss ⇒ Lichtbogen kaum ⇒ Kathode/Anode Fleckbewegung ↓ d. Oxide

KS79 WIG Ar W-Cu Ar0 430,0 Ar1 434,8

Verhältnis I+/Io, axial und radial

KL88 WIG Ar 2D-Modell 0,01%Fe Metalldampf nur an Anode Lan86 allg. Ar u.a. allg. Lichtbogenphysik-Übersicht Lar51 allg. Spektr. optisch dünne Linien LBJ99 WIG,

MSG Ar CrNiSt, Fe,

Ni, Cr, Cu Boltzmann-plot Fe-Linien230 ... 550

LTG gilt, Nahtquerschnittfläche = f (Plasma-T),

LR75 Ar,He,Ne, N2,O2,H2

HF-Generator

N0+391,4

N0 3337,1 O0 844,6

metastabile Atome

LKS92 WIG Ar W 2D-Modell Elektroden-Stromdichte ⇒ Temperaturvert. im Bogen u. Elektrodenoberfläche;

LMH97 WIG Ar W Modell Aufheizen⇒Ionenstrom Kühlen⇒thermionische Emission

LMHM97 WIG Ar, Ar + 1-5%H2

W-St/Al 2D-Modell Lichtbogen kontrahiert ⇒ ↑ U, T, Schmelzvolumen

Man56 MSG, WIG

Ar,He,H2, Luft

CrNiSt, St, Al

Experiment W,Fe,Ni, Al, Mg,Zn

Verdampfung Metall und Oxide, Polung

Men78 Graphit, W

Ar, SF6, N2 Graphit, W-Cu

C0 290,4 C0 258,3 C1 251,2 C1 283,7

Cu, C Verdampfung ⇒ Lichtbogen-Fußpunktbewegung, I-Transp. in Region mit wenig Dampf, in anderen Regionen Dampf kalt, axialsymmetrischer Dampfjet

ME70, ME75

WIG Ar W-Cu versch. Ar0 Ar0 430,0 Ar1 434,8

W, La abs. u. relative Intensität, Metalldampf ↑ ⇒ Einbrand ↑

MBE95 WIG N2 W-St N0 746,8 N1 399,5

radiale und axiale Temperatur, Fowler-Milne

Mil77 WIG Ar W-Cu Ar0 763,5 Ar1 457,9 Ar1 459,0

Mn Ar-Verhältnis I+/Io und abs. Messung. Metalllinien, metalldampfdominiert

MT84 allg., WIG Ar allg. Modell Cu 0,01-5%

elektr. Leitfähigkeit 28 x bei 1% Cu im Bogen


Literatur- stelle

Bogen Schutzgas Werkstoff SpektroskopieModellierung

Metall- dampf


MA94 allg. Ar,N2,O2, Ar+N2/O2

allg. Modell mit LTG

Transport-Koeffizienten ⇒ Diffusionskoeffizienten

Mur94a WIG Ar, N2 W-Cu N0 746,8 Laser-Scattering Fowler-Milne

Mur94b WIG Ar, N2

Ar+N2 W-Cu Ar0 727,3

N0 746,8 Fowler-Milne,

Ar-N2-Entmischung Mur96 WIG Ar+N2/He allg. Modell Ar-N2-Entmischung Nag62 Plasma-

Flamme Allg. W-Cu Spektrosk..-

Übersicht 4 Methoden,

Verhältnis I+/Io Nem96 MSG Ar/He +CO2 St Modell LorentzKraft=f (Gas), He u.

molek. Gase ⇒ Anodenfl. ↓ Ols59 Ols62

WIG Ar W-Cu Ar0 763,5 Ar1 480,1

elektr. u. therm. Leitfähigkeit f. Neutrale, Ion, Kontinuum

Pea61 allg. Luft C, Metalle Ti, ...

diverse Ti, V, Fe wenige 0,1% „Impurities“ liefern alle e-/Ionen

Red02 MSG Ar St Modell Fe; Mn Rauchzusammensetzung Rai91 allg. Ar, Luft, N2,

H2 allg. allg. allg. LTG immer in Metalldampf,

Molekulargase SA67 SA68

MIG Ar Al Ar0 763,5 Al T < 19.000K, hell leuchtende Säulenkern

SHL00 WIG Ar Modell, LTG ambipolare Diffusion⇒neg. U↓ TK62 =Bogen Luft Al-C Mg1 280,3

Mg1 279,1 Al + Mg1 < 5.000K e- nur von Al,

1% Mg++ bei 11.000K Mg-Partialdr., T ⇒ Mg1 rel.

TMNG92 Plasma Ar+O2/N2/ CH4

Al Experiment

Tho93 WIG Ar W-Cu diverse Ar0, Ar0 696,5 Ar1 480,6

radial und axial Fowler-Milne PLTG nicht überall gültig

Ton75 Plasma-MIG

Ar W-Cu + Met.-Draht

Ar0 415,9 Ar1 434,8

Fe,Mn,CuAl,Ca

Metall-Linie absolut, Ar-Verhältnis I+/Io; Metalldampf in Achse, außen Ar

TP79 Kaskade Ar W-Cu Ar0 415,8 Ar0 425,6

T aus Ar-Verh. radial u. axial; ohne Ionisation

TTU02a WIG Ar Experiment LTG, Elektr.form ⇒ Einbrand TTU02b WIG He LaserScatter. Metalldampf ⇒ Te ↓ 6000K TTUL02 WIG Ar CrNiSt Modell Plasmajet und Marangoni ⇒

Schmelzbadbewegung UNTTM95 AC-MSG Ar AlMg Röntgendiffr. Wen00 WIG Ar Modell WS01 MSG Ar+Schwefel

auf Oberfl. Modell Schwefel⇒Marangoni⇒Oberfl.

sp. Schmelze⇒Einbrandform WST01 WIG Ar+Schwefel

auf Oberfl. CrNiSt Modell Schwefel ↑ ⇒ Wirbel in

Schmelze (Marangoni) ↑ WUT97 WIG Ar, W-Metall Modell radial u. axial Yon95 MAG,

WIG Ar+ O2,H2 St, W-St Fe0 639,3

Ar0 696,5 10% Fe, 30%

e-/Ionen von Fe, 30% Mitte “Impurities“ detektierbar

Yon96 WIG Ar W- St,Cu Ar0 430,0 Ar0 696,5 Kont. 656,0

optische Dichte

ZPF85 allg. Ar, He. allg. Modell Ti,Fe,Al „Impurities“, Ionisationsgrad

Indizes für die spektroskopisch untersuchten Linien mit Angabe der Wellenlänge in nm: 0 = Neutrale 1 = Ion K = Kontinuum

46 ZIELSETZUNG UND VORGEHENSWEISE

4 ZIELSETZUNG DER ARBEIT UND VORGEHENSWEISE

Obwohl seit mehr als 60 Jahren umfangreiche Ergebnisse über die Zusammenhänge

der Vorgänge im Schweißlichtbogen zusammengetragen worden sind, besteht nach

wie vor für das Metallschutzgasschweißen noch Unklarheit über die Ursachen des

Einflusses von geringsten Aktivgas-Zumischungen im Schutzgas Argon.

Gerade bei Aluminiumwerkstoffen ist der Einfluss von geringen Anteilen molekularer

Gase in mehreren Arbeiten hinsichtlich der Auswirkungen auf das Schweißergebnis

experimentell untersucht worden, s. Kap. 3.3.1. Hier scheint sich beispielsweise ein

N2-Zusatz bis zu ca. 0,1 % überwiegend vorteilhaft auf das gesamte

Schweißergebnis beim WIG- und MIG-Schweißen auszuwirken. Dennoch liegen

auch in diesen Arbeiten keine zusammenhängenden Ergebnisse über die Ursachen

dieser Auswirkungen beim MIG-Schweißen vor, insbesondere auch nicht für den

Dünnblechbereich beim gepulsten MIG-Schweißen.

Mit dieser Arbeit soll daher der Einfluss von geringen Zumischungen im vpm-Bereich

von Stickstoff, Sauerstoff und Wasserstoff auf das Impulsstromschweißen von AlMg-

Dünnblech in systematisch drei Abschnitten wie folgt untersucht werden:

4.1 Werkstoffauswahl Zum einen wegen der industriell häufigen Anwendung und zum anderen wegen des

5 %igen Magnesiumanteils mit seinem im Vergleich zu anderen Metallen sehr hohen

Dampfdruck werden die Untersuchungen am Beispiel des Werkstoff EN AW-

AlMg5Mn (EN AW-5182) durchgeführt.

Die Aktivgase sind Stickstoff, Sauerstoff und Wasserstoff als Zumischung in das

inerte Schutzgas Argon 5.0, Reinheit 99,999 %.

Die Kombinationen aus Blechdicken und Elektrodendurchmesser sind 1,25 - 1,0 mm

und 2,5 - 1,6 mm.

ZIELSETZUNG UND VORGEHENSWEISE 47

4.2 Vorgehensweise In einer Vorversuchsphase wird der prinzipielle Nachweis über den Aktivgaseinfluss

von geringsten Aktivgas-Zumischungen auf das MIG-Impulsstromschweißen geprüft.

Der Schwerpunkt liegt auf der Suche nach charakteristischen Kriterien für diesen

Einfluss, die eine weitere quantitative Untersuchung ermöglichen. Dafür werden alle

üblichen mechanisch-technologischen und metallografischen Untersuchungen

durchgeführt und der Einfluss unter Ausschluss aller äußeren Störgrößen geprüft:

charakteristische Kriterien sind:

⇒ Oxidniederschlag und Nahtschuppung ⇒ Einbrand, Naht- und Wurzelüberhöhung ⇒ Schweißnahtquerschnittsfläche ⇒ Porosität ⇒ Schweißgutzusammensetzung ⇒ Werkstoffübergang ⇒ Spritzerbildung

Aus den Vorversuchen zusammenfassend ist kein Einfluss feststellbar hinsichtlich:

⇒ Zugfestigkeit der unbearbeiteten sowie der abgearbeiteten Proben ⇒ Härte- und Mikrohärteprüfung in WEZ und Schweißgut

Die in experimentellen Schweißuntersuchungen mit 3 Aktivgasen (N2, O2 und H2) in

zwei Leistungsbereichen hergestellten Schweißproben werden mit den unter 1.

ermittelten charakteristischen Kriterien zur Quantifizierung der mechanisch-

technologischen Eigenschaften geprüft.

Der Aktivgasanteil im Schutzgas Argon wird für diese Untersuchungen in einem

weiten Bereich von 0,005 % bis max. 2 % feingestuft variiert.

Mit monochromer Hochgeschwindigkeitskinematografie wird der Werkstoffübergang

sowie die Lichtbogenausbildung untersucht.

Mit Spektroskopie wird die radiale und die axiale Temperaturverteilung sowie die

Teilchenzusammensetzung im Schweißlichtbogen gemessen bzw. aus den

Messergebnissen berechnet.

Somit ist das Ziel dieser Arbeit, die Wirkungsweise dieser geringen molekularen

Aktivgaszumischungen im vpm-Bereich im Lichtbogen besser zu verstehen.

48 ZIELSETZUNG UND VORGEHENSWEISE

In Bild 4.1 ist die vollständige Übersicht aller Untersuchungen in der vorlegenden

Arbeit zum Aktivgaseinfluss einschließlich der Vorgehensweise, der Auswertung

sowie der Ergebnisse zusammengefasst grafisch dargestellt.

Bild 4.1 Übersicht der Vorgehensweise

als f (Aktivgas)

- Ausbildung des Bogenkerns

Tropfen

Axial-Temp.

Schmelze Licht-bogen

Daten speichern von Transientenrecordern

Is - t, Us - t

Sichtprüfung

Metalloxide

Zugprüfung

Zugfestigkeit

Metallographische Untersuchung

Schweißversuche I-Naht

Wiegen der Bleche

Drahtlängenmessung und Wiegen der Bleche

Spritzerrate

Mg-Gehalt Porosität Einbrand

Mikrohärte

Auftragsschweißungen

Auswertung derFilmaufnahmen


Is - t, Us - t

Lichtbogen-Ausbildung

Werkstoff-übergang

BARTELS

Axiale Intensitätsverläufe

Auftragsschweißungen

Kalibrierung von Wellenlänge, Intensität

Relativ: ε Mg1 ε Mgo

Auswertung der 2D-Intensitäts-Spektren

Volumenstrahldichte

Radial-Temp.

Absolut: eps von Mg-, Al- Ar-Linien

Teilchendichten bzw. Partialdrücke

Radiale Intensitätsverläufe


Is - t, Us - t

Oberflächenbehandlung der Bleche zur Schaffung eines definierten Oberflächenzustands: 1) Entfetten 2) Bürsten zur Oxidbeseitung 3) Oxidneubildung durch 30min Lagerung

EXPERIMENTELLE SCHWEISSVERSUCHE

HOCHGESCHWINDIGKEITS-KINEMATOGRAPHIE

EMISSIONS- SPEKTROSKOPIE

BARTELS ABELN

- Temperaturverteil. - Metalldampfanteil

VERSUCHBEDINGUNGEN 49

5 VERSUCHSBEBINGUNGEN

In der vorliegenden Arbeit werden experimentelle Untersuchungen zum

Aktivgaseinfluss beim MIG-Impulsstromschweißen von Aluminium-Dünnblech

durchgeführt. Durch feingestufte, schrittweise Zumischung der molekularen

Aktivgase N2, O2 und H2 im Bereich von minimal 0,005 % gesteigert bis max. 2 %

wird ein überwiegend experimenteller Nachweis hinsichtlich Veränderungen der

Schweißnahtqualität geführt.

Dazu werden die Proben als Stumpfnaht im I-Stoß ohne Spalt in zwei

unterschiedlichen Blechdicken, 1,25 mm und 2,5 mm, vollmechanisiert unter Einsatz

eines Linearfahrwerks und eines mikroprozessorgesteuerten, sekundär-getakteten,

transistorisierten Schweißinverters hergestellt. Während dieser Schweißversuche

werden die elektrischen (als zeitlich hochaufgelöste transiente Momentanwerte) und

mechanischen Prozessgrößen erfasst, gespeichert und anschließend ausgewertet.

Zur Analyse des Werkstoffübergangs mit der Hochgeschwindigkeitsfilmtechnik sowie

zur Bestimmung der Temperaturverteilung im Lichtbogenplasma mit der

Spektroskopie wird am Beispiel eines Aktivgasgehaltes von 0,1 % N2 und O2 im

Argon eine Auftragsnaht unter ansonsten unveränderten Bedingungen geschweißt.

Auch dabei werden synchron zur Aufnahmefrequenz die transienten elektrischen

Prozessgrößen erfasst.

Durch Auswertung dieser Daten wird der gesamte Schweißprozess analysiert, und

zwar werden - in Abhängigkeit von der Aktivgaszumischung - die Zusammenhänge

zwischen den mechanisch-technologischen Gütewerten und den Schweißpara-

metern sowie den Veränderungen im Werkstoffübergang und im Lichtbogenplasma

aufgezeigt.

5.1 Versuchswerkstoffe Für die Durchführung der Untersuchungen ist eine zielgerichtete Auswahl der geeig-

neten Versuchswerkstoffe erforderlich. Zum einen sollen die Schweißversuche unter

möglichst anwendungsnahen Bedingungen durchgeführt werden, zum anderen aber

sind äußere Störfaktoren, bzw. auf den Schweißprozess zusätzlich zum Schutzgas-

einfluss wirkende Einflussgrößen, soweit wie möglich auszuschließen.

50 VERSUCHBEDINGUNGEN

Für diese Untersuchung erfolgt die Werkstoffauswahl daher nach folgenden Kriterien:

• typischer Einsatz des Werkstoffs in Verbindung mit dem MIG-Impulsstromschweißen in industrieller Anwendung, z. B. Automobilindustrie und Schiffbau

• gute Schweißeignung; in diesem Zusammenhang wird ein naturharter, also nichtaushärtender Werkstoff gewählt

• definierter Werkstoffzustand bei Anlieferung, d. h. reproduzierbare mechanisch-technologische Kennwerte

• artgleiche Zusatzwerkstoffe

5.1.1 Probenwerkstoff Für diese Untersuchungen wird die gut schweißgeeignete und unter den

Knetlegierungen hochfeste Aluminium-Magnesium-Legierung EN AW-AlMg5Mn

(EN AW-5182, W27, VAW 63/44 der Firma VAW Aluminium AG) ausgewählt.

Die überaus breite Anwendung dieses Werkstoffs im Apparate-, Geräte-, Fahrzeug-

und im Schiffbau ist zurückzuführen auf eine gute Schweißeignung, hohe Festigkeit,

gute Zähigkeitseigenschaften auch bei tiefen Temperaturen sowie eine

hervorragende Korrosionsbeständigkeit, insbesondere gegen Seewasser.

Nach dem Warmwalzprozess liegt dieser Werkstoff im weichgeglühten Zustand vor.

Mit der Werkstoffzustandsbezeichnung W27 wird eine Mindestzugfestigkeit von

270 MPa angegeben. Die hohe Festigkeit ist bei den naturharten AlMg-Legierungen

auf die Mischkristallbildung von Magnesium mit Aluminium zurückzuführen. Daneben

führen Mangan und Chrom zu einer weiteren Festigkeitssteigerung. Der

Manganzusatz bewirkt darüber hinaus eine bessere Warmfestigkeit und eine

Verminderung der Empfindlichkeit gegen interkristalline Korrosion. Gegenüber Rein-

Aluminium liegt der Siedepunkt von Aluminiumlegierungen niedriger, vgl. Kap. 3.4.3.

Die Werkstoffzusammensetzung ist nach DIN EN 573 T.3 (ersetzt DIN 1725 Teil 1)

bzw. EDS-Analyse:

Tabelle 5.1: Zusammensetzung des Blechgrundwerkstoffs in Gew.%, Rest Al

Legierung Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Sonst.EN AW-5182 0,2 0,15 0,01 0,35 4,65 0,1 0,25 0,1 0,15


Zur Unterscheidung von zwei Leistungsbereichen werden die Schweißungen mit

Blechdicken von 1,25 mm und 2,5 mm und Drahtelektroden der Durchmesser

1,0 und 1,6 mm durchgeführt. Die Blechabmessungen betragen 125 mm x 500 mm,

und damit beträgt das Probengesamtmaß nach dem Schweißen 250 mm x 500 mm.

Für die jeweiligen Untersuchungsabschnitte werden ausschließlich Bleche einer

Charge, mit gleicher Walzorientierung und unter Ausschluss der Randstreifen

verwendet, um den Einfluss von Schwankungen der Werkstoffeigenschaften zu

minimieren.

5.1.2 Zusatzwerkstoffe Es werden zwei artgleiche Elektrodendrähte Werkstoffe verwendet. Neben dem

R-AlMg5Cr (R-5356, Fa. Messer-Griesheim) wird der heißrissunempfindlichere

R-AlMg4,5Mn0,7 (R-5183, Fa. Firma Elisental in Anlehnung an DIN 1732 Teil1

(inzwischen ersetzt durch DIN EN 573 T.3) bzw. DVS-Merkblätter 0913 und 0933

ausgewählt /DVS94 u. 01/. Für den niedrigeren Leistungsbereich mit 1,25 mm

dickem Blech wird ein Draht mit 1,0 mm Durchmesser verwendet, für die 2,5 mm

dicken Bleche ein 1,6 mm dicker Draht.

Die Zusatzwerkstoffe wurden im geschälten Zustand und vakuumverpackt geliefert,

und besitzen folgende Zusammensetzung gemäß chemischer Herstelleranalyse:

Tabelle 5.2: Zusammensetzungen der Elektrodendrahtwerkstoffe in Gew.%, Rest Al

Legierung Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Sonst.R-5356 0,2 0,3 0,005 0,35 4,9 0,1 0,2 0,12 0,15 R-5183 0,15 0,25 0,0002 0,65 4,875 0,07 0,02 0,11 0,15

Die Zusatzwerkstoffe sind bezüglich des Mg-Gehalts im Vergleich zum

Grundwerkstoff höher legiert, um Verdampfungs- bzw. Abbrandverluste des

Magnesiums beim Schweißen zu kompensieren.

Die Drahtelektroden werden für jeden Untersuchungsabschnitt unmittelbar vor

Schweißbeginn aus dem verschweißten bzw. unter Trockensalzzugabe luftdicht

verschlossenen PE-Beutel entnommen und ohne Spulenwechsel verarbeitet.


5.1.3 Schutzgase Der Lichtbogen weist mit dem Schutzgas Argon gegenüber Helium eine geringere

Brennspannung im Lichtbogen auf. Der aufgrund der niedrigeren Wärmeleitfähigkeit

nicht so energiereiche Argon-Lichtbogen führt zu einem geringen Randeinbrand und

dem für Stahl charakteristischen fingerförmigen Einbrand, /DVS94/. Bei Lichtbögen

mit hohen Metalldampfanteilen - wie z. B. bei Mg-haltigen Werkstoffen - wird das

Einbrandprofil jedoch breiter und weniger tief /DUN86/. Da für den Dünnblechbereich

weniger die Einbrandtiefe als vielmehr eine sichere Beherrschung des

Schmelzbades im Vordergrund steht, ist die Verwendung von Helium hier nicht

sinnvoll, /BAU90/.

Aus Vorversuchen ergeben sich für alle Leistung-Aktivgasart-Kombinationen

Grenzen der Schutzgaszusammensetzung, innerhalb derer für Argon die Wurzel

gerade noch sicher erfasst wird und bei unveränderten Maschineneinstellungen bei

einem bestimmten Aktivgasanteil die Schmelze durchfällt, Tabelle 5.3. Bei H2–Zusatz

kommt es bei höheren Wasserstoffgehalten nicht zu einem Durchfallen der

Schmelze, doch nimmt in der nicht erstarrten Schmelze ab ca. 0,5 % H2 das

Aufsteigen von Gasblasen sichtbar stark zu.

Im Rahmen dieser Arbeit wird Argon 5.0 (Fa. AGA-Gas) nach DIN 32526 mit einer

Reinheit von 99,999 % sowie Argon-Schutzgase mit quantitativ unterschiedlichen

Aktivgaszumischungen verwendet.

Tabelle 5.3: Maximaler Aktivgasgehalt im Argon 5.0 bei konstanten Maschinen-einstellungen (-/- Schmelze fällt durch, bzw. sichtbar aufsteigende Gasblasen bei H2)

Ar -Zumischung

Blech/Draht-∅ Stickstoff und Sauerstoff in Vol.%

1,25 / 1,0 mm 0,005 0,010 0,015 0,02 0,03 0,04 0,05 0,07 0,10 0,20 0,302,5 / 1,6 mm 0,005 0,010 0,015 0,02 0,03 0,04 0,05 0,07 0,10 -/- -/-

Wasserstoff in Vol.% 1,25 / 1,0 mm 0,01 0,03 0,05 0,10 0,50 1,0 2,0 -/- -/- -/- -/- 2,5 / 1,6 mm 0,01 0,03 0,05 0,10 0,50 1,0 2,0 -/- -/- -/- -/-

Um den Fehlereinfluss von Restverunreinigungen gegenüber dem Einfluss der

Aktivgaszumischungen gering zu halten, ist eine Argonqualität von 5.0 notwendig.


Der Gehalt an Restverunreinigungen liegt hier in der Summe bei max. 0,001 %

entsprechend 1/5 der geringsten Aktivgaszumischung von 0,005 %.

Neben den fertig gemischten Sondergasen im Fall der Argon-N2-Mischgase (Fa.

AGA-Gas), werden die anderen Mischgase mit einer Gasmischanlage (Fa. MKS)

entsprechend s. Kap 5.2.1 während des Schweißens hergestellt.

5.2 Versuchseinrichtungen

5.2.1 Gasmischanlage Zur Herstellung beliebiger mehrkomponentiger Mischgase wird eine Gasmischanlage

(Fa. MKS Instruments) verwendet, die nach dem Prinzip des Massen-

durchflussreglers arbeitet. Die Massendurchflussmessung erfolgt nach dem

Hitzdrahtverfahren, wobei stufenlos arbeitende elektromagnetische Regelventile die

Stelleinrichtung der Durchflussregelung darstellen. Entsprechend der Dichte und

Wärmekapazität der jeweiligen Gaskomponente wird der Massestrom über einen

Kalibrierfaktor durch das Steuergerät MGC 147 C in einen Volumenstrom

umgerechnet. Die Volumenströme der fünf für verschiedene Durchflussbereiche

kalibrierten Gasflussregler des Typs 1259c werden in einem Mischer

zusammengeführt und von dort mit einem Cu-Rohr dem Gasanschluss des

Schweißbrenners zugeführt.

Tabelle 5.4 Spezifikation der Gasmischanlage

Kriterium Wert Skalenendwerte 20, 200, 1.000, 5.000, 20.000 sccm1 Regelbereich 1,5 bis 100 % vom Endwert Genauigkeit (einschl. Nichtlinearität) ± 0,8 % vom Endwert Auflösung (bei Messung) 0,1 % vom Endwert Ausregelzeit < 2 s bis auf 2 % des Sollwertes Leckrate < 1 sccm2

1,2 1 sccm (Standard Cubic Centimeter per Minute) = 1 cm3/min bezogen auf 101,3 MPa und 0°C


Mit dem Vierkanal-Steuergerät MGC 147 mit einem Messfehler von ± 1 Digit werden

bis zu vier Magnetventile gleichzeitig entweder unabhängig oder im Master-Slave-

Betrieb angesteuert. Durch letzteres kann ein festes Mischungsverhältnis bei

variabler Gesamt-Gasdurchflussmenge vorgegeben werden.

5.2.2 Energiequelle Als Energiequelle wird der mikroprozessorgesteuerte, sekundärgetaktete, transistori-

sierte Schweißinverter Rehm RMP 450 mit Ig/Ip-Charakteristik verwendet, d. h. der

Strom wird in der Grundstrom- und in der Impulsphase konstant geregelt, Bild 5.1.

Bild 5.1 Blockschaltbild der Energiequelle RMP 450 /Reh94/

Über Einknopfbedienung wird die Schweißleistung in Abhängigkeit von der

Drahtvorschubgeschwindigkeit vDr durch die Zuordnung der Schweißparameter aus


zugehörigen Datensätzen eingestellt. Die programmierbaren Schweißparameter sind

die Impulsfrequenz f, der Grund- und Impulsstrom Ig und Ip sowie die Stromanstiegs-,

Impuls- und Stromabfallzeit ta, tp und tf, Bild 5.2.

IgI

Ip

Zeit tp tfta 1/f

Bild 5.2 Definition der Schweißparameter für das Impulsstromschweißen

Für verschiedene Kombinationen aus Drahtwerkstoff, -durchmesser und

Schutzgasart werden entsprechende, vom Hersteller ermittelte Datensätze aller

Schweißparameter als vDr-abhängige Kennlinienfelder vorgegeben, oder durch

eigene Versuche in Anlehnung an DVS-Merkblatt 0933 /DVS01/ programmiert.

Zur Lichtbogenlängenregelung ist in der Energiequelle eine Leistungsregelung in

Abhängigkeit von der Lichtbogenspannung integriert, die den Arbeitspunkt im oben

beschriebenen Kennlinienfeld verschiebt. Dadurch wird in erster Linie die Frequenz f

und der Grundstrom Ig sowie in geringerem Maße der Impulsstrom Ip variiert, um die

Abschmelzleistung bei konstanter Drahtvorschubgeschwindigkeit nachzuregeln.

5.2.3 Fahrwerke Für die mechanisierten Schweißversuche werden zwei Linearfahrwerke verwendet,

die beide mit einem auf eine Zahnstange wirkenden, geregelten Gleichstrommotor

angetrieben werden. Zur Drehzahlregelung wird in beiden Fahrwerken ein

Inkremental-Drehgeber mit einem PI-Regler verwendet. Die Schweißversuche und

Hochgeschwindigkeitsaufnahmen werden mit feststehender Spannvorrichtung und

bewegtem Brenner auf dem Fahrwerk Heiss PLS 509 S, und die spektroskopischen

Untersuchungen auf einem speziell hergestellten, transportablen Fahrwerk mit

feststehendem Brenner und bewegter Spannvorrichtung durchgeführt.


5.2.4 Messdatenerfassung Zur Beurteilung des Schweißprozesses werden folgende Messungen während der

Schweißversuche durchgeführt:

• Aufnahme der transienten, zeitlich schnellveränderlichen Schweiß-prozessgrößen Schweißstrom und Schweißspannung

• Messung der verschweißten Elektrodendrahtlänge und Wägung der Bleche im unverschweißten und verschweißten Zustand zur Bestimmung der Spritzermenge

5.2.4.1 AUFNAHME UND SPEICHERUNG DER ELEKTRISCHEN PROZESSGRÖSSEN

Bei allen Schweißversuchen werden Transientenhalbleiterspeicher (im Weiteren als

Transientenrecorder bezeichnet) zur Registrierung und Speicherung der zeitlich

schnellveränderlichen Schweißprozessgrößen Schweißstrom und Schweißspannung

eingesetzt. Ihre Momentanwertverläufe werden im Anschluss an den Eingangs-

verstärker über einen 12 Bit-A/D-Wandler in zwei Transientenhalbleiterspeichern mit

jeweils vier Kanälen mit unterschiedlichen zeitlichen Abtastraten aufgezeichnet,

Dabei nehmen immer zwei Kanäle zeitgleiche Ereignisse auf, jeweils ein Kanal für

Schweißstrom und -spannung. Die Abtastrate (time base), d. h. die Zeitauflösung,

beträgt beim Recorder 1 (Kanäle 1 - 4) 50 µs, entsprechend 20 kHz, und beim

Recorder 2 (Kanäle 5 - 8) wird die Abtastrate den verschiedenen Schweiß-

geschwindigkeiten bei den unterschiedlichen Blechdicken so angepasst, dass der

gesamte Schweißprozess erfasst wird. Für das 1,25 mm dicke Blech beträgt die

Abtastrate 300 µs, für das 2,5 mm Blech 350 µs. Die Speichertiefe liegt bei

65.536 Werten je Kanal. Daraus ergeben sich Aufzeichnungszeiten von 3,3 s jeweils

für die Kanäle 1 - 4 und 19,7 s bzw. 22,9 s jeweils für die Kanäle 5 - 8.

Die Triggerung erfolgt durch die beim Lichtbogenzünden im Kurzschluss auftretende

positive Stromimpulsflanke. Ein Pretrigger von 12,5 % der Aufnahmefensterbreite

ermöglicht eine zeitliche Vorverlegung des Aufnahmebeginns, um den Startprozess

einschließlich der Zündung aufzunehmen.

Zur Verarbeitung und Auswertung auf einem handelsüblichen PC werden die

gespeicherten Daten über eine IEEE-488 Schnittstelle mit einer IEC-Steckkarte im

Mess-PC auf Standard-Magnetspeicher übertragen. Umgekehrt lassen sich die

Transientenrecorder auch vom PC aus vollständig mit Direktbefehlen fernbedienen.


5.2.4.2 SCHWEISSSTROM Der Schweißstrom wird über einen Stromwandler-Aufnehmer (Fa. LEM), als

Transfoshunt bezeichnet, in eine proportionale Messspannung gewandelt und dem

Differential-Vorverstärker des Transientenrecorders zugeführt. Mit dem Transfoshunt,

d. h. einem nach dem Hall-Prinzip arbeitenden elektronischen Stromwandler, können

Gleich-, Wechsel- und Impulsströme bis 600 A (kurzfristig bis 1.100 A) mit einer

Stromanstiegsgeschwindigkeit von bis zu 50 A/µs potentialfrei gemessen werden.

5.2.4.3 SCHWEISSSPANNUNG Die Schweißspannung wird direkt zwischen dem Eingang des Brennerschlauch-

pakets und der Spannvorrichtung abgegriffen und dem Differential-Vorverstärker des

Transientenreorders zugeführt. Mit der geringen Länge des Schlauchpakets von ca.

400 mm wird dabei der Innenwiderstand des Stromzuführungskabels vernachlässigt.

5.2.4.4 SCHWEISSLEISTUNG UND -WIDERSTAND Aus den Momentanwerten von Schweißstrom und -spannung werden die Leistung

und der Widerstand nach dem OHMschen Gesetz errechnet.

5.2.5 Spritzermessung Zur Beurteilung der Schweißversuche hinsichtlich der Spritzerrate werden die Proben

vor und nach dem Schweißen auf einer elektronischen Waage (Genauigkeit ± 1 mg)

gewogen. Die verschweißte Elektrodendrahtlänge wird mit einem Drahtlängen-

messgerät auf Basis eines inkrementalen Drehgebers gemessen. Der mittlere

Drahtdurchmesser wird jeweils zwischen den Schweißungen überprüft. Weiterhin

wird mit 10 m langen Drahtstücken die Längenmessung durch den inkrementalen

Drehgeber kalibriert und die längenspezifische Drahtmasse ρ [g/m] durch den

Mittelwert einer dreimaligen Wägung bestimmt.

Bei dieser Auswertung wird der Verlust durch Metallverdampfung nicht separat

berücksichtigt, d. h. dieser Verlust ist in der gemessenen Spritzermenge enthalten.

5.2.5.1 DREHGEBER Der verwendete inkrementale Drehgeber verfügt über ein Scheibe, auf der radial

zweimal 1000 Striche zueinander versetzt angeordnet sind, wodurch 4000 Mess-

impulse je Umdrehung erzeugt werden. Mit einem Messschritt wird in Abhängigkeit

von der vorhandenen Mitnehmerrolle eine Auflösung von 0,25 mm erzielt. Über einen

Monitor werden die gezählten Messimpulse angezeigt.


Zur Definition einer reproduzierbaren Ausgangssituation wird der Draht mit einer

Zange vor und nach dem Schweißen genau am Gasdüsenausgang abgeschnitten.

Das so anfallende Endstück wird mit einem Messschieber vermessen und in der

Drahtlängenberechnung berücksichtigt.

5.2.5.2 DURCHFÜHRUNG DER SPRITZERMESSUNG Der Spritzeranteil wird für jede geschweißte Naht mit der jeweiligen

Schutzgaszusammensetzung an A- und B-Probe bestimmt.

Nach dem Wiegen werden die entfetteten und - zur Beseitigung der Oxidhaut - mit

einer CrNi-Stahlbürste gebürsteten Bleche aufgespannt und geschweißt. Während

des Schweißens wird die zugeführte Drahtlänge mit dem Drehgeber aufgenommen.

Nach dem manuellen mechanischen Abschaben der Spritzer auf der Blechoberseite

mit einem scharfen Meißel werden die verschweißten Bleche gewogen und die

Spritzerrate wie folgt bestimmt:

Die abgeschmolzene Drahtlänge ergibt sich zu:

lDr = lDr,m – lEnde

mit lDr - abgeschmolzene Drahtlänge [mm] lDr,m - gemessene Länge [mm] lEnde - Endstücklänge [mm]

Die abgeschmolzene Drahtmasse ergibt sich zu:

mDr = ρ * (lDr / 1000) mit mDr - Masse des abgeschmolzenen Drahtes [g] ρ - längenspezifische Masse des Drahtes [g/m]

Der Gesamtspritzeranteil ergibt sich unter Miteinbeziehung aller weiteren

Materialverluste zu:

S = ((mBl + mDr – mschw) / mDr) * 100

mit S - Spritzeranteil pro abgeschmolzene Drahtmasse [%] mBl - Masse der unverschweißten Bleche [g] mschw - Masse der geschweißten Bleche nach Spritzerentfernung [g]

Eine Abschätzung der systematischen Messfehler liefert aus der Fehlerrechnung

nach /BS90/ einen absoluten Fehler des Gesamtspritzeranteils von max. 0,2 %.


5.3 Schweißversuche

5.3.1 Versuchsaufbau In Bild 5.3 ist der Versuchsaufbau für die Schweißversuche schematisch dargestellt.

Als Brenner kommt ein handelsüblicher abgewinkelter (sog. Schwanenhals-) Brenner

in senkrechter Position zur Blechoberfläche zu Einsatz.

Drahtzusatzwerkstoff

WasserGas

Drahtlängen-messgerät

Schweißenergiequelle

Auswerte-PCTransientenrekorder

U

Is

s

Bild 5.3 Versuchsaufbau für die Schweißversuche

5.3.2 Nahtvorbereitung und Oberflächenreinigung Die Schweißnahtvorbereitung erfolgte in Anlehnung an die DIN 1912 Teil 1 bzw.

EN 22553 sowie die DVS-Merkblätter 0913 und 0933 /DVS94 u. 01/. Für die

Schweißung als I-Naht ohne Spalt werden die mit einer Schlagschere

zugeschnittenen Bleche im Fugenbereich nicht weiter bearbeitet.

Nach dem beidseitigen Entfetten der Bleche folgt zur Entfernung der Oxidschicht ein

mechanisiertes Bürsten der Blechoberseite mit einer CrNi-Stahlbürste in einer Breite

von 30 mm von der Schweißkante. Zur Gewährleistung eines gleichmäßigen und für

alle Versuche gleich bleibenden Oxidschichtabtrags wird eine spezielle,

mechanisierte Bürstvorrichtung mit einer rotierenden CrNi-Stahlbürste eingesetzt.


Nach Abfegen des Oxidstaubes von der Blechoberfläche werden die beiden zu

fügenden Bleche gemeinsam gewogen. Dafür steht eine elektronische Waage

LC 1201-00MS (Fa. Sartorius) mit einer Messgenauigkeit von 1 mg zur Verfügung.

Zwischen dem Bürsten und Schweißbeginn werden die Bleche zur Bildung einer

neuen, definierten Oxidschicht (s. Kap. 3.1.1) in der Schweißspannvorrichtung

30 min an Luft gelagert.

5.3.3 Schweißversuchsdurchführung Die Bleche werden in der Spannvorrichtung mittig ausgerichtet und mit sechs

Kniespannhebeln zwischen einer Nahtunterlage und Spannschienen jeweils aus

CrNi-Stahl gespannt. Die geringe Wärmeleitfähigkeit des austenitischen CrNi-Stahls

ermöglicht gegenüber Kupfer und auch ferritischen Stählen die schnellere und

gleichmäßigere Erzeugung eines Wärmestaus über die gesamte Schweißlänge. Der

Aufbau der Spannvorrichtung ist schematisch in Bild 5.4 dargestellt.

Bild 5.4 Spannvorrichtung mit Nahtunterlage

Vor Versuchsbeginn sowie bei jeder Änderung der Schutzgaszusammensetzung

werden die Gaszuführungsleitungen min. 30 Minuten zur Reinigung gespült, und

zwischen den Schweißversuchen in den Pausen mit geringem Gasdurchfluss

permanent.

Die Schutzgasdüse wird zu Beginn der Arbeiten zur Vermeidung von

Spritzeranhaftungen mit einem PTFE-Spray ausgesprüht. Darüber hinaus wird vor

jedem Schweißvorgang zur Vermeidung von Turbulenzen des Schutzgasstroms die


Düse mit einer Flaschenbürste sorgfältig von evtl. anhaftenden Spitzern und

Oxidniederschlägen gereinigt.

Die folgenden Schweißparameter sind in Vorversuchen ermittelt worden:

Tabelle 5.5: Schweißparameter zum MIG-Schweißen

Zusatzdrahtdurchmesser mm 1,00 1,60 Blechdicke mm 1,25 2,50 Schutzgasdüsendurchmesser mm 15,0 15,0 Schutzgasdurchflussmenge l/min 12,5 16,0 Kontaktdüsenabstand mm 17,0 17,0 Brennerwinkel ° 90 90 Schweißgeschwindigkeit m/min 0,80 0,65 Drahtfördergeschwindigkeit m/min 4,5 3,1

Aus Vorversuchen geht damit hervor, dass sich unter Reinargon optisch gute

Schweißnähte ergeben, die den Anforderungen nach DIN EN 30042 für Lichtbogen-

schweißungen an Aluminium und seine Legierungen genügen.

Es werden für jede Variante zwei Proben hergestellt (A- und B-Blech). Beginnend bei

Reinargon wird der Aktivgasgehalt schrittweise gesteigert bis keine befriedigende

Nahtqualität mehr erzielbar ist. Anschließend wird zur Überprüfung ein weiterer Satz

von Blechen mit Reinargon hergestellt. Jeder Versuchsabschnitt, d. h. jede Gasart-

Blechdicken-Kombination wird vollständig an einem Tag geschweißt, um klimatische

Einflüsse möglichst gering zu halten.

5.4 Mechanisch-technologische Untersuchungen Zur Beurteilung der Schweißnahteigenschaften werden im Anschluss an die

Schweißversuche folgende Prüfungen durchgeführt /Poh90/:

a) Sichtprüfung zur Bewertung von Oxidniederschlag und Nahtschuppung b) Metallografische Untersuchung mit der Bestimmung folgender Größen:

1. Einbrand, Naht- und Wurzelüberhöhung sowie deren Breite 2. Porosität 3. Schweißgutzusammensetzung 4. Mikrohärteprüfung

c) Zugprüfung


Aus c) sowie d) wurde keine Abhängigkeit der Mikrohärte resp. der Zugfestigkeit vom

Aktivgasanteil im Schutzgas festgestellt. Daher wird auf eine Darstellung dieser

Ergebnisse verzichtet.

5.4.1 Sichtprüfung Es werden Menge, Farbe und Struktur des Oxidniederschlags bewertet. Dabei erfolgt

eine separate Bewertung des Niederschlags neben dem Bereich der kathodischen

Reinigung und auf der Oberfläche der Schweißnaht. Die Nahtschuppung wird

qualitativ in Anlehnung an DIN EN 30042 bewertet.

5.4.2 Metallografische Untersuchung Hierfür werden aus dem vorderen und hinteren Drittel der Schweißprobe jeweils zwei

22 x 22 mm große Proben entnommen und eingebettet in einem Probenhalter

maschinell geschliffen und bis 0,25 µm poliert. Es folgt eine Luftätzung durch eine

min. 24-stündige Lagerung unter Atmosphäreneinfluss. Durch diese Ätzung wird die

Grenze zwischen Schmelze und WEZ deutlich erkennbar, ohne dass im Gefüge

einzelne Gefügeanteile zu dunkel und damit von Poren schwer unterscheidbar sind.

5.4.2.1 EINBRAND Die Beurteilung der Nahtform erfolgt an drei Stellen - an den beiden Querschliffen

und in der Mitte der Schweißprobe - für jeweils beide Probenreihen. Aus diesen

Werten wird der dargestellte Mittelwert gebildet. Relevante Größen sind, s. Bild 5.5:

- die Gesamthöhe der Naht hG - die Nahtüberhöhung hN und die Nahtbreite bN - die Wurzelüberhöhung hW und die Wurzelbreite bW

5.4.2.2 POROSITÄT Die Ermittlung der Porosität erfolgt quantitativ unter Verwendung der

Bildbearbeitungssoftware IMAGE P2 (Fa. H&K) am Querschliff der geschweißten

Proben. Der Porenanteil stellt den prozentualen Anteil der Porenfläche an der

gesamten Schweißnahtfläche dar.

Die Schweißnaht-Flächenbestimmung erfolgt ebenfalls an den geätzten Schliffen

durch eine manuelle Umgrenzung des Schweißguts mit einer „Gummibandlinie“.

Die Flächenbestimmung der Poren wird an digitalisierten Makroaufnahmen der

polierten und geätzten Proben vorgenommen. Dazu werden die Proben mit einer

CCD-Kamera digitalisiert aufgenommen und in der Bildbearbeitungssoftware


ausgewertet. Durch eine Längen-Kalibrierung mit einem Längenmaßstab werden die

Längendaten direkt ausgeben. Die auf den Bildern sich schwarz abhebenden Poren

werden mit Hilfe der Bildbearbeitungssoftware durch Hell-Dunkelkontrast auto-

matisiert identifiziert und deren Flächen errechnet.

Zur besseren statistischen Absicherung werden jeweils drei Schliffe in je mind. 5 mm

Abstand hergestellt und der arithmetische Mittelwert der drei Porenmessungen

gebildet, jeweils für die Probenreihen A und B.

5.4.2.3 SCHWEISSGUTZUSAMMENSETZUNG Die polierten Schliffe werden vor der Untersuchung mit Kohlenstoff bedampft, um die

störende elektrostatische Aufladung der Einbettmasse durch den Elektronenstrahl

bei der REM-Untersuchung zu verhindern.

In Vorversuchen stellt sich heraus, dass die mittlere Schweißgutzusammensetzung

der des Grundwerkstoffs entspricht und keine Änderung in Abhängigkeit vom

Aktivgasgehalt festgestellt werden konnte. Doch schwankt die Schweißgut-

zusammensetzung im Randbereich der Schweißnahtoberseite zum einen abhängig

vom Abstand von der Nahtmitte und zum anderen auch abhängig vom

Aktivgasgehalt.

Bild 5.5 Positionen der Messungen der Schweißgutzusammensetzung mit REM/EDA

Daher werden die Schweißgutzusammensetzung quantitativ an verschiedenen

Stellen im Querschliff mit der energiedispersiven Röntengenanalyse (EDA) am REM

in einer integralen Flächenanalyse bestimmt, Bild 5.5. Im Vordergrund steht dabei die

Überprüfung des Einflusses von Art und Menge des Aktivgasanteiles auf die

Konzentration und Verteilung des Magnesiums im Gefüge. Die EDA-Messungen

b b b

ba

c

c

b

a


erfolgen in einem Fenster nahe der Schweißnahtoberseite mit einem Abstand von

ca. 5 µm zum Rand, um Oberflächeneffekte auszuschließen. Zusätzlich wird für jede

Probenreihe je einmal die Zusammensetzung des unbeeinflussten Grundwerkstoffs

gemessen.

Die quantitative Analyse basiert auf den Intensitäten der charakteristischen Linien.

Sie erfordert Kalibrierstandards, die für diese Untersuchung für die im Werkstoff

enthaltenen Elemente Al, Mg und Mn aufgenommen wurden /Poh90/.

Auf die Messung der Aktivgasgehalte im Schweißgut wird nach Vorversuchen

verzichtet, da die sehr geringen Anteile weit unterhalb der Nachweisgrenze dieser

Methode liegen.

5.4.2.4 MIKROHÄRTEPRÜFUNG NACH VICKERS Die Mikrohärtemessung HV 0,05 erfolgte in Anlehnung an DIN 50133 bzw.

ISO 6507-3 im Mikrobereich (Fa. Leica). Mit HV 0,05 wurde eine Prüfkraft von 0,49 N

in einer Einwirkdauer von 15 s aufgebracht. Die Messungen wurden an den

Querschliffen der Schweißproben in Blechmitte quer zur Schweißnaht in Abständen

von 0,4 mm bzw. in der WEZ bis zur Schmelzlinie mit 0,2 mm vorgenommen.

Bei keiner Aktivgasart konnte ein Zusammenhang zwischen Aktivgasanteil und

Mikrohärte festgestellt werden. Daher wird die Mikrohärteuntersuchung im weiteren

Verlauf nicht berücksichtigt.

5.4.3 Zugprüfung Die Zugprüfung wurde mit der Flachzugprobe 1 in Anlehnung an DIN 50123 im

Zugversuch nach DIN 50125 bzw. DIN EN 10002 durchgeführt (Fa. Wolpert). Dafür

wurde eine Schulterprobe mit und ohne Schweißnahtabfräsung mit den Maßen

230 x 30 mm mit einer Probenbreite von 20 mm verwendet und bei einer

Einspannlänge von 120 mm bei 5 mm/min Querhauptabzugsgeschwindigkeit geprüft.

Bei keiner Aktivgasart konnte ein Zusammenhang zwischen Aktivgasanteil und

Zugfestigkeit festgestellt werden. Daher wird die Zugprüfung im weiteren Verlauf

nicht berücksichtigt.


5.5 Hochgeschwindigkeitskinematografie Für die Untersuchung des Aktivgaseinflusses auf den Werkstoffübergang wird eine

Hochgeschwindigkeits-Rotationsprismenkamera mit elektronischer Geschwindig-

keitsregelung verwendet, die Bildfrequenzen von bis 8000 Bildern/s im geregelten

und bis 12000 Bildern/s im ungeregelten Betrieb ermöglicht. Mit der nach

Vorversuchen gewählten Bildfrequenz von 5000 Bildern/s (einer 200fachen

Zeitdehnung bei 24 Bildern/s Abspielgeschwindigkeit entsprechend) wird zum einen

eine statistische Auswertung von mind. 50 Perioden bei den vorgegebenen 60 m

Filmlänge ermöglicht. Zum anderen wird eine ausreichende Auflösung von ca.

25 Bildern in der Impulsphase erzielt, um den Werkstoffübergang einschließlich der

Entstehung von Spritzern und platzenden Tropfen charakterisieren zu können.

5.5.1 Versuchsaufbau Mit der um einen Winkel von ca. 5° auf die Blechoberfläche geneigten Kamera-

ausrichtung wird lateral quer zur Schweißrichtung („side on“) der Lichtbogen, die

Tropfenbildung und -ablösung und auch das Schmelzbad aufgenommen, um die

Schmelzbadbewegungen und das Eintauchen des Tropfens in das Schmelzbad

bewerten zu können, Bild 5.6.

Hochgeschwindigkeits-Kamera

UV-Filter undKonversionsfilter

Kaltlichtlampe mit Linsefokussierbar

Streuscheibe

Bild 5.6 Aufnahmetechnik für Hochgeschwindigkeitsaufnahmen

Zur Sichtbarmachung der Vorgänge im Lichtbogen wird mit fokussiertem Gegenlicht

einer 400 W-Kaltlichtquelle gearbeitet, und zur Verstärkung der Tiefenwirkung wird

ein zusätzliches Auflicht durch sechs 150 W-Fotolampen erzeugt. Die UV-Strahlung


wird durch einen UV-Filter gefiltert bzw. mit dem zusätzlichen Konversionsfilter an

den Farbtemperaturbereich des S/W-Filmes angepasst, Tabelle 5.6.

Tabelle 5.6 Geräte und Versuchsparameter für die Hochgeschwindigkeits-aufnahmen

Gerät, Aufbau technische Daten, Versuchsparameter Kameratyp Hochgeschw.-Rotationsprisma (Hycan 120m) Objektiv 1 : 2, f = 12 mm ... 100 mm (Kern Varia Zwiter) Filmmaterial 16 mm, s/w, 20 DIN (Kodak RAR 2496) Aufnahmebildfrequenz 5000 Bilder/s Filter UV-Filter und Konversionsfilter vor Objektiv Beleuchtung Im Gegenlicht eine fokussierende Kaltlichtleuchte

mit 3·106 Lux/cm2 (400 W), Milchglas-Diffusor vor dem Lichtbogen, als Auflicht zusätzlich 6 Foto-lampen á 150 W

Ausrichtung quer zur Schweißnaht, 5° zur Horizontalen

5.5.2 Versuchsdurchführung Die Schweißparameter und -bedingungen entsprechen denen der Schweißversuche

mit folgenden Ausnahmen:

1. Auftragsnaht statt Stumpfnaht mit I-Stoß 2. spezielle schmalere und erhöhte Spannvorrichtung für eine bessere

Zugänglichkeit, damit eine Probenbreite von ca. 100 mm statt 250 mm Gesamtbreite der Schweißproben

3. Schweißnahtlänge ca. 250 mm statt 500 mm (ca. 20 mm nach Zündung liegt ein quasistationärer Prozess vor)

Die Aufnahme erfolgt etwa im letzten Drittel einer 250 mm langen Auftrag-

schweißnaht durch manuelles Auslösen der Kamera.

Die Auswertung der Filme erfolgt durch:

a) Messung der Lichtbogenlänge in immer gleicher Position am Ende der Grundstromphase unmittelbar vor der Impulsanstiegsflanke

b) Statistische Analyse des Werkstoffübergangs hinsichtlich des Auftretens und der Entstehung von

• Spritzern

• platzenden Tropfen


5.6 Spektroskopie Die Spektroskopie stellt das wichtigste Diagnostikwerkzeug zur räumlich aufgelösten

Messung der vom Lichtbogen abgestrahlten Strahlung dar. Hiermit wird es bei

lateraler Aufnahme quer zum Lichtbogen („side on“) möglich, relative und absolute,

räumlich und spektral aufgelöste Flächenstrahldichten zu messen, die als Grundlage

zur Berechnung radialer und auch axialer Temperaturprofile dienen. Darüber hinaus

wird durch Anwendung verschiedener analytischer Methoden auf Basis

plasmaphysikalischer Zusammenhänge die Dichteverteilung aller im Lichtbogen

vorhandenen Spezies bestimmt. So erhält man - zumindest relativ - durch Vergleich

eine Aussage über den Metalldampfanteil in Abhängigkeit von der

Schutzgaszusammensetzung.

Als unterstützendes Werkzeug wird hierfür ein 3-Elemente-LTG-Modell zur

temperaturabhängigen Zuordnung aller plasmaphysikalischen Kennwerte verwendet,

/WM98/, um durch den Vergleich zwischen gemessenen und berechneten Werten

die Gültigkeit der Vorraussetzungen prüfen zu können.

In der Auswertung wird ausschließlich Linienstrahlung und keine Kontinuums-

strahlung betrachtet, da für letzteres die notwendigen physikalischen Konstanten der

beteiligten Elemente zum großen Teil unbekannt sind.

5.6.1 Versuchsaufbau Analog zu den Hochgeschwindigkeitsfilmaufnahmen wird bei den spektroskopischen

Untersuchungen ein nahezu gleicher Aufbau verwendet. Das Blech wird mit Hilfe

eines transportablen Fahrwerks unter dem feststehenden Brenner hindurchgeführt

und der Lichtbogen ebenfalls lateral (side on) durch eine spezielles optisches

Faserkabel auf den Eintrittsspalt des Polychromator abgebildet, Bilder des Aufbaus

s. Anhang Kap. 8.3 ). Das bildgebende faseroptische Kabel wandelt die mit

30 Fasern je Achse kreuzweise am Fasereintritt aufgenommene 2-dimensionale

Information in zwei in gleicher Ebene übereinander liegende 1-dimensionale Signale

am Faseraustritt um, Bild 5.9. Dadurch wird es möglich, vom Lichtbogen das radiale

und das axiale Linienprofil gleichzeitig spektroskopisch aufzunehmen.

Somit wird die vom Lichtbogen emittierte Strahlung durch den spektroskopischen

Aufbau wie folgt verarbeitet:

1. Abbildung des Lichtbogens mit einer Quarzlinse (f = 100 mm) auf den

Kreuzeintrittsspalt des Quarzfaserkabels


2. Konvertierung des 2-dimensionalen Licht-Eingangssignals im Quarzfaserkabel in

zwei übereinander liegende 1-dimensionale Signale am Ausgang

3. Abbildung der 1-dimensionalen Signale (jeweils zur Hälfte radial und axial) mit

einer weiteren Quarzlinse (f = 75,8 mm) auf den Eintrittsspalt am Polychromator.

Die Justage der gesamten Abbildungsoptik auf der Eintrittsspaltseite zum

Lichtbogen wird über einen rückseitig in den Austrittsspalt einkoppelbaren Laser

vorgenommen.

4. Spektrale Zerlegung im Polychromators (Czerny-Turner-Prinzip) durch drei Gitter

unterschiedlicher Auflösung, Bild 5.7

Bild 5.7 Prinzipieller Aufbau des Czerny-Turner Polychromator, (ACTON RESEARCH CORP.)

5. Aufnahme mit einer ICCD-Kamera (intensivierte CCD, d.h. gekoppelt mit einem

Bildverstärker). Belichtungssteuerung durch elektronischen Bildverstärker

bestehend aus Photokathode, Mikrokanalplatte (MCP, Micro-Channel-Plate) und

Phosphorschirm, sowie optische Kopplung zum CCD-Sensor mit einer

fiberoptischen Platte (Taper) (d. h. ein Quarzfaserbündel-gekoppelter Bildver-

stärker mit elektronischem Verschluss), Bild 5.8.

6. Aufnahme mit einem CCD-Sensor; in der vertikalen Achse mit der Auflösung von

256 Pixeln für die Ortsvariable x (halbiert in einen radialen und einen axialen

Anteil) und in der horizontalen Achse die spektral aufgespreizte Wellenlänge λ mit

1024 Pixeln


Zur vollen Ausnutzung des CCD-Arrays wird der Abbildungsmaßstab durch die

Linsenoptik auf der Eingangsseite auf ein Verkleinerungsverhältnis von 1,6 : 1

justiert. Die Halterung (im folgenden mit „Wiege“ bezeichnet) für die Quarzlinse dient

gleichzeitig auch zur Befestigung des Quarzfaserkabels und zur Ausrichtung des

optischen Eingangs auf den Lichtbogen. Dafür sind alle drei Linear- und

Rotationsachsen justierbar. Mit Hilfe eines vom rückseitigen Ausgang am

Polychromator eingespiegelten Lasers wird die optische Achse justiert und die Wiege

mittig zum Lichtbogen ausgerichtet.

Bild 5.8 Prinzipskizze des Bildverstärkers in der intensivierten ICCD-Kamera

Der prinzipielle Gesamtaufbau für die spektroskopischen Untersuchungen und die

technischen Gerätedaten sind in Tabelle 5.7 und Bild 5.9 dargestellt.

Tabelle 5.7 Technische Daten der spektroskopischen Geräte

Gerät Hersteller, technische Daten Polychromator Spectra Pro SP - 500 mit f = 500 mm (Acton Research),

Bauart des optischen Systems nach Czerny-Turner Kamera ICCD-Array mit 1024 x 256 Pixeln (λ x Ort) (Princeton

Instruments), Spektralbereich 180 nm bis 1080 nm Gitter 300, 1800 und 1800 holografisch, [Linien/mm] Faserkabel je 30 Quarzfasern axial und radial, ∅ 100 µm, Polyimid-

beschichtet, Anordnung „Kreuz auf Zeile“ Abbildungsmaßstab 1,6 : 1


5.6.2 Justage der Eingangsoptik Die Überprüfung der Justage erfolgt vor jedem Schweißversuch. Dabei ist in axialer

Richtung die Ausrichtung immer durch den Lichtbogenfußpunkt auf der

Blechoberfläche festgelegt. Dieser wird mit Hilfe eines rückseitig in den

Polychromator eingekoppelten Justage-Lasers und einer Mattglasscheibe in der

Mittelebene des Lichtbogens so ausgerichtet, dass der Lichtbogen samt Fußpunkten

vollständig abgebildet wird.

Wiege mitEingangsoptik

Flansch mitKreuzeintrittsspaltQuarzlinse,

f = 100 mm

Quarzfaserkabel

axialradial

Quarzlinse,f = 75,8 mm

Flansch mitAustrittsspaltCCD-Kamera

mit MCPEintrittsspalt,justierbar

radialaxial

SpektroskopBauart:Czerny-Turnerf = 500 mm

Bild 5.9 Aufnahmetechnik für die Emissions-Spektroskopie

Die in dieser Arbeit gemessenen Lichtbogenlängen betragen 3,2 bis 4,9 mm bei den

1,0 mm dicken Drähten respektive 5,2 bis 6,1 mm bei den 1,6 mm dicken Drähten.

Zur Vergleichbarkeit der spektroskopischen Messungen wird eine definierte Position

der Höhe der radialen Schnitte über der werkstückseitigen Schmelze wie folgt

justiert:

vertikale Ausrichtung

Aus der in den Faseradapterflanschen festen Zuordnung der Fasern für den

Radialschnitt zu denen für den Axialschnitt folgt, dass der vertikale Abstand des

Radialschnittes zur Schmelzbadoberfläche in jeder Aufnahme vermessen werden


kann. Somit wird die Ausrichtung des faseroptischen Eingangs zum Lichtbogen

mittels der Position des Axialschnittes durch einen ausgeprägten Intensitätsabfall an

beiden fußpunktseitigen Enden überprüfbar.

Zur Kontrolle wird nach jeder Messung in der Aufnahme der Abstand der Flanke an

der kathodenseitigen Schmelzbadoberfläche vermessen. Er wird für die Unter-

suchungen konstant auf 3,0 mm über der Blechoberfläche gehalten, entsprechend

etwa 2,0 mm über der Schmelzbadoberfläche. Somit ist sichergestellt, dass die

radialen Intensitätsmessungen in immer der gleichen Höhe über dem Werkstück

erfolgen.

horizontale Ausrichtung

Die Mittelfaser des gekreuzten Faserkabels ist in den Axialverlauf integriert worden,

so dass in der Radialmessung die mittlere Faser fehlt - sie existiert nur einmal. Da

die benachbarten Fasern dadurch nicht die Streulichtanteile dieser Mittelfaser

erhalten, ist die Intensität dieser beiden zur mittleren benachbarten Fasern geringer,

als wenn die Mittelfaser vorhanden wäre. Dieses wiederum verursacht ein deutlich

erkennbares Intensitätsminimum in der radialen optischen Mitte bei eintrittsseitig

gleichmäßig verteilter und konstanter Lichtintensität. Mit Hilfe dieses Minimums wird

die zum Lichtbogen mittige Ausrichtung der Wiege so vorgenommen, dass das

gemessene linke und rechte Radial-Intensitätsprofil symmetrisch erscheint. Diese

Symmetrie der mittigen Ausrichtung wird bei allen aufgenommenen Spektren

jederzeit überprüft.

Weiterhin wird die Fokussierung anhand des aufgenommen Bildes - bei Gitter in

Spiegelstellung - mit einer handelsüblichen gewendelten Halogenlampe, die auf eine

Mattglasscheibe projiziert wird, überprüft und ggf. über den Abstand der Wiege zur

Lichtbogenposition korrigiert.

5.6.3 Triggerregime Die Schweißungen werden unter gleichen Bedingungen wie bei den

hochgeschwindigkeitskinematographischen Untersuchungen als Auftragschweißung

ausgeführt. Weiterhin wird die Wiege mit einem Winkel von ebenfalls 5° zur

Blechoberfläche lateral quer zur Schweißrichtung („side on“) auf den Lichtbogen

ausgerichtet. Bedingt durch die Breite der in die Spannschiene eingefrästen Nut ist

eine max. Aufnahmezeit von ca. 2 s bei den vorgegebenen Schweiß-


geschwindigkeiten möglich, in der der Lichtbogen uneingeschränkt in dieser Position

sichtbar ist.

Der Starttrigger erfolgt durch einen Metalldetektor, der auf eine Kante der

Spannvorrichtung ausgerichtet ist. Das folgende Triggerregime wird über die

Triggerfunktion eines Oszilloskopen gesteuert, Bild 5.10.

Die Triggerung erfolgt in der Stromanstiegsflanke bei einem Schwellwert von 1,7 V -

entsprechend einem Strom Is = 170 A - und einem Triggerdelay (Verzögerung) von

0,8 ms, um zum einen weit genug in der Impulshochstromphase und zum anderen

noch weit vor der Tropfenformung bzw. -ablösung die Aufnahme auszuführen. In

Voruntersuchungen mit der Hochgeschwindigkeitskinematographie wurde für die

verwendeten Schweißparameter nachgewiesen, dass die Tropfenablösung in der

nach dem Ende der Impulshochstromphase fallenden Stromflanke etwa in der

unteren Hälfte der Phase tf erfolgt und somit eine Störung hierdurch ausgeschlossen

ist.

Ig

Ip

Zeittp tfta

Aufnahme

Is

Triggerdelay

Trigger

Bild 5.10 Triggerregime für die spektroskopischen Strahldichtemessungen

Zur besseren statistischen Absicherung werden pro Messung die Aufnahmen in

10 Impulshochstromphasen addierend mit einem Abstand von jeweils 9 Impulsen

aufgenommen und jede Messung mehrmals wiederholt. Dadurch zeigte sich in

Vorversuchen bei 10 Messungen unter unveränderten Versuchsbedingungen eine

Standardabweichung der maximalen Strahldichte in der Axialverteilung von < 5 %.

Die Belichtungssteuerung erfolgt über die Variation der Aufnahmezeit, um eine

möglichst gute Aussteuerung des CCD-Arrays mit 16 Bit-Auflösung ohne eine

Übersteuerung zu erhalten. Die Aufnahmezeiten liegen zwischen 100 ns und 300 µs.


Zusätzlich werden neben der vollständigen Aufzeichnung der Triggersignale auch die

elektrischen Momentanwerte von Schweißstrom und Schweißspannung mit einem

Transientenrecorder aufgezeichnet und gespeichert, um einen Nachweis für einen

fehlerfreien Prozess während der Aufnahme zu erhalten.

5.6.4 Kalibrierung

5.6.4.1 LÄNGENKALIBRIERUNG Neben der Kenntnis des optischen Abbildungsmaßstabs ist der gemessene

Längenkalibrierfaktor notwendig, um die auf dem CCD-Chip streifenförmig

aufgenommene Information der Spektren in der Ortsachse hinsichtlich der Länge

kalibrieren zu können. Hierfür werden verschiedene Lochblenden (∅ 2, 3, 5, 6 und

9 mm Nennmaß mit auf ± 0,001 mm bekannten Lochdurchmessern) bei

Gegenlichtbeleuchtung aufgenommen. Damit wird folgender Längenkalibrierfaktor

bestimmt:

Kl = 0,0869 mm/Streifen

Dieser Faktor wird bei der grafischen Auswertung der Spektren entsprechend

zugeordnet.

5.6.4.2 WELLENLÄNGENKALIBRIERUNG Die Wellenlängenkalibrierung erfolgt durch die Aufnahme der emittierten

Linienstrahlung von Quecksilber- und Cadmium-Niederdruckspektralampen für die

verwendeten Gitter in allen Gitterstellungen. Mit den aus /NIS98, SAI55/

entnommenen Linienwellenlängen - max. 3 Linien/Gitterstellung bzw. Spektral-

bereich – werden die Spektren im Rahmen der Bildbearbeitungssoftware WINSPEC

kalibriert.

5.6.4.3 ABSOLUTE INTENSITÄTSKALIBRIERUNG Da die spektrale Empfindlichkeit des gesamten Systems von den Apparateprofilen

aller Komponenten – wie Quarzlinsen, Quarzfaserkabel, Polychromator und auch

MCP mit CCD-Kamera - abhängt, ist es nur über die Kalibrierung mit Normalstrahlern

möglich, das Gesamtapparateprofil mit der absoluten Spektralintensitätsmessung zu

berücksichtigen. Dafür werden Planck´sche Normalsstrahler mit ihrem unter definier-

ten Bedingungen aufgenommenen, bekannten Strahldichteprofilen für eine zuge-

ordnete Temperatur verwendet. Durch Aufnahme des Normalstrahler-Strahldichte-

profils mit dem vorhandenen Versuchsaufbau wird eine Zuordnung der gemessenen


Strahldichten als f (λ) zur realen Strahldichte des Messobjekts und damit die

Kalibrierung des Gesamtapparateprofils sowie eine absolute Messung ermöglicht.

Die Intensitätskalibrierung wird für alle Gitter mit den verwendeten Gitterstellungen

unter identischen Triggerbedingungen, aber angepasster Aufnahmezeit durchgeführt.

Als Normalstrahler werden in dieser Arbeit folgende zwei Lichtquellen verwendet:

a) Wolframbandlampe (WI 17G, Fa. OSRAM) mit bekanntem, durch die PTB

geeichten spektralem Strahldichteprofil im sichtbaren Bereich ab ca.

300 nm bis ca. 900 nm (Schwarze Temperatur: 2.600 K), Bild 5.11.

b) Xenon-Blitz-Normalstrahler (NS 12000) mit der Planck´schen Kontinuum-

Strahlungscharakteristik eines schwarzen Körpers bei 12000 K für den UV-

Bereich ab ca. 200 nm bis ca. 400 nm, /GR75, GR84/.

200 300 400 500 600 700 800 900 1000-20

0

20

40

60

80

100

120

140

Wolfram-Bandlampe Nr. 330Amtl. Kennzeichen: 3004 PTB 94sp

ektra

le S

trahl

dich

te [1

0E9

W*m

-3*s

r-1]

Wellenlänge λ [nm]

Bild 5.11 Geprüfte spektrale Strahldichteverteilung der Wolfram-Bandlampe zur absoluten Intensitätskalibrierung, Stromstärke I = 13,180 A, Schwarze Temperatur nach Herstellerangabe T = 2.600 K


5.6.5 Versuchsdurchführung Die Schweißparameter und -bedingungen entsprechen denen der Schweißversuche

mit den gleichen Ausnahmen wie bei Hochgeschwindigkeitsaufnahmen:

1. Auftragsnaht statt Stumpfnaht mit I-Stoß 2. spezielle schmalere und erhöhte Spannvorrichtung, d. h. Probenbreite von

ca. 100 mm statt 250 mm Gesamtbreite der Schweißproben 3. Schweißnahtlänge ca. 250 mm statt 500 mm, (auch hier nach ca. 20 mm

das thermisches Gleichgewicht im Blech sichergestellt)

Zur Minimierung der Blaswirkung wird eine geteilte und zur Spannvorrichtung

symmetrische Stromrückführung verwendet. Dadurch stellt sich ein Lichtbogen ein,

der achssymmetrisch und senkrecht zur Blechoberfläche existiert. Darüber hinaus

wird eine Abschirmung um die gesamte Schweißvorrichtung vorgesehen, damit zum

einen kein Streulicht auf den optischen Eingang am Polychromator fällt, und zum

anderen eine vollständige Metalldampf- und Rauchabsaugung sichergestellt ist.

Die spektroskopischen Aufnahmen werden etwa im letzten Drittel einer 250 mm

langen Auftragschweißnaht gemacht. Nach jeder Aufnahme wird die axiale Position

und die Radialsymmetrie im aufgenommenen Spektrum überprüft und ggf. nach

korrigierter Justage wiederholt. Darüber hinaus wird für jede Variante mindestens

eine zweite Aufnahme unter unveränderten Bedingungen erstellt.

76 VERSUCHSAUSWERTUNG


Zur Quantifizierung der mechanisch-technologischen Eigenschaften des

Schweißguts sind aus experimentellen Vorversuchen charakteristische Kennwerte

ermittelt worden. Im folgenden Kap. 6.1 wird lediglich auf die Kennwerte

eingegangen, die eine Abhängigkeit vom Aktivgasanteil aufweisen.

Der Aktivgasanteil im Schutzgas Argon wird für die mechanisch-technologischen

Untersuchungen in einem weiten Bereich von 0,005 % (50 vpm) bis max. 2 %

feingestuft variiert, während für die Untersuchungen mit der Hochgeschwindigkeits-

kinematogafie und der Emissions-Spektroskopie neben Reinargon wegen des hohen

Aufwands ausschließlich ein Aktivgasgehalt von jeweils 0,1 % untersucht wird.

6.1 Mechanisch-technologische Auswertung Mit den unter Kap. 5.5.3 dargestellten Schweißparametern werden in den

Schweißversuchen die Aktivgasanteile fein gestuft zugemischt. Die graphische

Darstellung und Diskussion der Ergebnisse erfolgt daher im Folgenden in

Abhängigkeit vom Aktivgasanteil. Zur Quantifizierung werden die Ergebnisse als

relative Änderung der Kennwerte X auf die für Reinargon gemessene Werte

bezogen:

%100=Reinargon

Aktivgas ⋅XX

X rel (1)

6.1.1 Niederschlag auf der Werkstückoberseite Die Niederschlagsbildung wird unmittelbar nach Beendigung der Schweißung durch

eine Sichtprüfung hinsichtlich Menge, Farbe und Struktur des Niederschlags

bewertet, Bild 6.1.

Bei allen Proben tritt ein dunkelbrauner bis schwarzer Niederschlag auf der

Werkstückoberseite auf. Dieser erstreckt sich von der metallisch blanken

Nahtoberfläche ausgehend in einem Streifen bis unmittelbar neben der Naht mit etwa

doppelter Nahtbreite zu beiden Seiten.

Ausgehend von einer blanken Nahtoberseite bei Argon nimmt der schwärzlich

braune Niederschlag mit der Aktivgaszumischung in diesem Bereich zu, während die

Breite dieser Bereiche neben der Schweißnaht schmaler wird. Insbesondere bei den

VERSUCHSAUSWERTUNG 77

mit Stickstoffanteil geschweißten Proben tritt ein verstärkter dunkler Niederschlag auf

der Nahtoberfläche in Verbindung mit ausgeprägter Schuppung auf, Bild 6.1 Mitte.

Der ungleichmäßige Niederschlag auf der Nahtoberfläche verstärkt diesen Eindruck.

Argon Argon + 0,1 % N2 Argon + 0,1 % O2

a

b

Bild 6.1 Nahtoberseite mit Metalloxidniederschlag, EN AW-5182 mit R-5356, Blechdicke/Drahtdurchmesser: a. 1,25/1,0 mm; b. 2,5/1,6 mm

Bei den mit Sauerstoffanteil geschweißten 1,25 mm dicken Proben tritt bei geringer

Nahtschuppung ein gleichmäßiger dunkelbräunlicher Niederschlag auf der

Nahtoberseite auf, der bei den 2,5 mm dicken Blechen stärker ist. Auch neben der

Schweißraupe ist der Niederschlag verglichen mit Argon und stickstoffhaltigem

Schutzgas ausgeprägter und gleichmäßig schwarz. Die Breite des metallisch

glänzenden Bereiches auf der Schweißraupe sowie links und rechts daneben nimmt

mit dem Aktivgasanteil von N2 und O2 ab, und der deutlich abgegrenzte Übergang

zwischen Bereich mit dem Niederschlag und dem blanken Bereich neben der Naht

wird ungleichmäßiger.

Aufgrund seiner geringen Schichtdicke werden Messungen des Niederschlags auf

der Blechoberfläche wegen der Elektronen-Eindringtiefe durch den Einfluss des

Untergrunds, d. h. der Grundwerkstoffzusammensetzung, gestört. Eine störungsfreie

Messung wird mit einem sekantial durch den Niederschlag auf einem Spritzer aus-

gerichteten Elektronenstrahl möglich. Aus der EDS-Analyse des dunklen und in dem

REM-Bild der Rückstreuelektronen, Bild 6.2, hell erscheinenden Niederschlags geht

hervor, dass dessen Zusammensetzung (Massen-%) neben Aluminium aus etwa


50 % - 60 % Sauerstoff und 40 % - 30 % Magnesium besteht, Bild 6.3. Es ist damit

davon auszugehen, dass sich der Niederschlag vorrangig aus Magnesium und

Magnesiumoxiden, wie z. B. MgO, zusammensetzt und nur in geringem Maße aus

Aluminium und Aluminiumoxiden.

Bild 6.2 REM-Aufnahme (Rückstreuelektronen) des Metalloxidniederschlags auf einem Spritzer neben der Schweißnaht, links 600 x, rechts 2.000 x

Das Magnesiumoxid MgO wird auch als Periklas bezeichnet und tritt je nach

Herstellungsbedingungen mit unterschiedlicher Färbung auf, weiß, grau, gelb bis

braun oder schwarz, wobei auch die Schichtdicke bestimmend ist /Rud00/.

Dieser dunkelbraune bis schwarze Niederschlag tritt bei AlMg-Legierungen im

Vergleich zu anderen Aluminium-Legierungen verstärkt auf. Die Ursache liegt in dem

gegenüber anderen Legierungselementen hohen Dampfdruck bzw. geringen

Siedepunkt des Magnesiums von 1380 K. Dadurch wird der Siedepunkt der

Legierung gegenüber Reinaluminium herabgesetzt, wobei z. B. ein Legierungsanteil

von 2 % Mg im Aluminium zu einer Absenkung des Siedepunktes von 2740 K auf

etwa 1700 K führt /DAE86, Sch85/, vgl. Kap. 5.1.1. Nach /Con59/ erfüllt der

Magnesium-Metalldampf das gesamte Plasma, wodurch im Gegensatz zu einem

metalldampffreien Argonbogen ein stärker linsenförmiger Einbrand entsteht.

Überwiegend verdampft Magnesium an der Drahtelektroden- und an der Tropfen-

oberfläche, während die Verdampfung an der Schmelzbadoberfläche gering ist.

Dieser Mg-Dampf strömt im Lichtbogen zum kalten Werkstück und kondensiert auf

Messfenster


der Oberfläche, oder er tritt aus dem Bogenplasma und dem Schutzgasstrom heraus,

oxidiert außerhalb der Schutzgasatmosphäre und schlägt sich schließlich als dunkler

Niederschlag auf der Werkstückoberfläche nieder oder steigt teilweise auch als

Rauch auf.

0 50 100 150 200 2500

500

1000

1500

2000

2500

Mag

nesi

um

Alum

iniu

m

Saue

rsto

ff

Kohl

enst

off

B C

Rel

ativ

e An

zahl

der

Rüc

kstre

uele

ktro

nen

Energie [eV]

Bild 6.3 Energiespektrale Verteilung aus der EDS-Analyse des im Bild 6.2 dargestellten Bereichs des Metalloxidniederschlags (fixiert auf einem Klebfilmsubstrat)

Nach USHIO bestehen die beim Schweißen von AlMg-Legierungen entstehenden

Rauche hauptsächlich aus MgO, Al2O3 bzw. Al-Dampf /UHTTM94/. Insbesondere tritt

bei dem verwendeten Drahtwerkstoff A5356 (vergleichbar mit R-5356) eine viel

stärkere Rauchentwicklung auf als bei Reinaluminium, die auf Magnesium-

Verdampfung am Tropfen zurückgeführt wird.

Die Nahtschuppung wird mit zunehmendem Aktivgasgehalt ab etwa 0,07 % bis

0,10 % Aktivgasanteil feiner und weist eine glattere aber unregelmäßigere

Oberflächenstruktur auf. Bis zu diesem Aktivgasanteil nimmt die Schuppung eine

zunehmend langgezogenere, spitzere Form an, die auf eine langsamere Erstarrung

schließen lässt, da die Schweißgeschwindigkeit konstant gehalten wird. Dieses wird

durch die Beobachtung von vermehrt auftretenden offenen Poren auf der


Nahtoberseite bei Reinargon unterstützt, die bei geringem N2- oder O2-Aktivgasanteil

ab ca. 0,01 % verschwinden.

Bei Zumischung von Wasserstoff wird kaum eine Veränderung des äußeren

Nahtaussehens und des dunklen Niederschlags beobachtet. Ab einer Wasserstoff-

Zumischung von 0,01 % wird die Nahtoberfläche mit den beiderseitigen Bereichen

neben der Nahtraupe metallisch glänzender als bei Argon, d. h. hier tritt kein

Niederschlag auf. Ab ca. 0,5 % treten während des Schweißens in der noch nicht

erstarrten Schmelze deutlich sichtbar aufsteigende Blasen auf, die als feine

Oberflächenporen erstarren, Bild 6.4.

Argon Argon + 0,1 % H2 Argon + 1,0 % H2

Bild 6.4 Nahtoberseite der mit Wasserstoffzusatz geschweißten 1,25 mm dicken Bleche, 1,0 mm Elektrodendraht

Ausdehnung und Verteilung des Niederschlags, Nahtbreite und Schuppung bleiben

bis ca. 0,5 % unverändert. Erst bei höheren H2 - Gehalten tritt eine etwas flachere

Naht mit schmalerem blankem Bereich neben der Nahtraupe auf.

Der stärkere Glanz schon bei geringen Wasserstoffgehalten ist auf die reduzierende

Wirkung des Wasserstoffs zurückzuführen, die eine partielle Abbindung des freien

Sauerstoffs in der Bogenatmosphäre ermöglicht.

6.1.2 Spritzerbildung Die Spritzerraten liegen etwa in einem Bereich von 1,5 bis 5,5 %. Die Ergebnisse der

Spritzermessung werden als relative Änderung der Spritzerrate bezogen auf die

Ergebnisse mit Reinargon in Abhängigkeit vom Aktivgasanteil dargestellt, Bild 6.5.


1,6 mm Elektrodendraht / 2,5 mm Blechdicke

0 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,3050

100

150

200

250

300

Aktivgasanteil im Argon [%]

rela

tive

Ände

rung

de

r Spr

itzer

rate

[%]

N2

O2

H2


0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1050

75

100

125

150

175


rela

tive

Ände

rung

de

r Spr

itzer

rate

[%]

N2

O2

H2

Bild 6.5 Relative Änderung der Spritzerrate in Abhängigkeit von Art und Anteil des Aktivgases im Argon, bezogen auf Reinargon (polynomischer Fit 2. Ordnung)

Bemerkenswert ist die generell zunehmende Tendenz der Spritzerrate mit dem

Sauerstoff- und Stickstoffanteil, während sie sich mit dem Wasserstoffgehalt schon

ab einem Anteil von ca. 0,01 % um ein Drittel bezogen auf Reinargon reduziert.

Unter Berücksichtigung der maximalen Variationsbreite der Aktivgaszumischung ist

die Änderung der Spritzerrate in beiden Varianten – 0,3 % Aktivgasanteil bei 2,5 mm

Blech mit 1,6 mm Draht und 0,1 % bei 1,25/1,0 mm – etwa gleich.

Die Spritzerrate nimmt mit dem Sauerstoffanteil, insbesondere bei den 2,5 mm

dicken Blechen, linear auf ca. 275 % bei 0,3 % O2 zu. Dagegen bleibt mit Stickstoff

bei dieser Blechstärke die Spritzerrate bis zu einem Anteil von 0,15 % fast

unverändert, und steigt anschließend auf ca. 125 % an.


Dieses für die Aktivgasarten charakteristische Verhalten ist hauptsächlich auf die

Spritzerentstehung zurückzuführen, die aus der Überhitzung des von der Elektroden-

spitze zum Schmelzbad fliegenden Tropfens resultiert. Der schmelzflüssige Tropfen

wird dabei durch die Erwärmung im Lichtbogenplasma während des freien Fluges

zumindest partiell verdampft. Der expandierende Metalldampf verursacht ein

Zerplatzen des Tropfens aufgrund der daraus resultierenden schlagartigen

Volumenzunahme /DRG92, Kil90, Woo80/. Daher ist die starke Erhöhung der

Spritzerrate mit dem Sauerstoffanteil ein Indiz für eine stärkere Erwärmung des

Tropfens gegenüber Reinargon, die auf zusätzliche Erwärmung aus der exothermen

Oxidationsreaktion zurückzuführen ist. Hinzu kommt eine Herabsetzung der

Oberflächenspannung durch Sauerstoff, die das Zerplatzen des Tropfens begünstigt.

Im Vergleich dazu ist die Spritzerratenabnahme bei Wasserstoffzumischung auf die

reduzierende Reaktion des Wasserstoffes zurückzuführen.

6.1.3 Metallographische Untersuchungen Neben der Nahtgeometrievermessung (s. Kap. 5.6.2.1) am noch nicht geschnittenen

Probenblech sind im Folgenden die Ergebnisse der Untersuchungen am Querschliff

dargestellt. Es werden die Nahtgeometrie, die Mikroporosität und die Schweißgut-

zusammensetzung ermittelt. Die Ergebnisse der Mikrohärte- und Zugfestigkeits-

prüfung werden nicht dargestellt, da hier keine Abhängigkeit von der Aktivgas-

zumischung festgestellt wurde, s. Kap. 5.4.2.4 und 5.4.3.

6.1.3.1 ERMITTLUNG DES EINBRANDPROFILS Zur übersichtlicheren Darstellung wird das Einbrandprofil mit der Naht- und

Wurzelüberhöhung sowie der Naht- und Wurzelbreite als Nahtgeometrie-Äquivalent

zusammengefasst wie folgt dargestellt:

Nahtgeometrie–Äquivalent: Näq = bW + bN + hW - hN N = Naht W = Wurzel b = Breite h = Überhöhung

Die Vorzeichen sind in Abhängigkeit von der Tendenz der Nahtgeometrie für die

Änderung der jeweiligen Variable bei zunehmendem Aktivgasanteil definiert, ”+” für

zunehmend und ”-” abnehmend.


Mit dem Sauerstoff- und Stickstoffanteil wird bei dem 2,5 mm dicken Blech eine

annähernd lineare Zunahme des Nahtgeometrie-Äquivalents bis 0,3 % Aktivgasanteil

auf ca. 130 % für Stickstoff und 140 % für Sauerstoff festgestellt, Bild 6.6. Bei den

1,25 mm dicken Blechen steigt Näq bis 0,1 % Stickstoff linear auf 165 %.


0 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,3075

100

125

150 Nahtgeometrie-Äquivalent N

äq = b

W+b

N+h

W-h

NN=Naht W=Wurzel b=Breite h=Überhöhung


rela

tive

Ände

rung

des

Nah

tgeo

mte

rie-Ä

quiv

alen

ts [%

]

N2

O2

H2


0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1075

100

125

150

175 Nahtgeometrie-Äquivalent N

äq = b

W+b

N+h

W-h

NN=Naht W=Wurzel b=Breite h=Überhöhung


rela

tive

Ände

rung

des

Nah

tgeo

met

rie-Ä

quiv

alen

ts [%

]

N2

O2

H2

Bild 6.6 Relative Änderung des Nahtgeometrie-Äquivalents in Abhängigkeit von Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon (polynomischer Fit 2. Ordnung)

Diese Zunahme ist auf die in den kälteren Lichtbogenrandbereichen auftretenden

Reaktionswärmen zurückzuführen, die hier einerseits durch Assoziation der im Licht-

bogen dissoziierten Gase zu O2 und N2 und andererseits bei der Bildung von Oxiden

bzw. Nitriden auf der Schmelzbadoberfläche entstehen /EROWT96, FS70, JMS95,


LN97/. Hierdurch sowie auch aufgrund eines verringerten Oberflächenspannungs-

gradienten entsteht ein größeres Schmelzbad und ein tieferer Einbrand.

Dagegen tritt mit Wasserstoff lediglich bei den dickeren Blechen ein Maximum von

etwa 115 % auf, während bei den 1,25 mm dicken Blechen keine signifikante

Änderung festgestellt werden kann. Fukui /FS70/ stellte bei Wasserstoff eine

Zunahme des Einbrands ab Gehalten von mehr als 1 % fest. Er führt dieses eben-

falls auf die exotherme Reaktion bei der Assoziation des atomaren zu molekularem

Wasserstoff am kälteren Lichtbogenrand zurück. Die höhere Wärmeleitfähigkeit

gegenüber Argon ist bei den geringen H2 - Gehalten vernachlässigbar. Bei höheren

Anteilen wird eine Entmischung im Bogenplasma beobachtet, die zu einer

Minimierung der Energieverluste nach dem Steenbeck´schen Prinzip führt /Ste59/.

Bei höheren als in Bild 6.6 gezeigten Wasserstoffgehalten wird ebenfalls ein

stärkerer Einbrand festgestellt, z. B. mit 1 % Wasserstoff in Bild 6.4 rechts. Bemer-

kenswert ist im Vergleich zu den bisher bekannten Untersuchungen, dass schon ge-

ringste Aktivgasgehalte ab 0,1 % bei 2,5 mm Blechdicke und ab 0,05 % bei 1,25 mm

zu einem 25 % höheren Nahtgeometrie-Äquivalent gegenüber Reinargon führen.

6.1.3.2 ERMITTLUNG DER MIKROPOROSITÄT Aus den im Querschliff ermittelten Mikroporositätsmessungen geht hervor, dass mit

zunehmendem Stickstoff- oder auch Sauerstoffanteil die Mikroporosität gegenüber

Reinargon erheblich auf z. T. bis unter 50 % abnimmt, Bild 6.7. Bemerkenswert ist,

dass sowohl bei Sauerstoff- wie auch bei Stickstoffzumischung schon bei kleinen

Anteilen von 0,01 % eine erhebliche Reduzierung der Porosität gegenüber

Reinargon auftritt, die mit zunehmender Zumischung für die 1,25 dicken Bleche

linear abnimmt. Dieses korrespondiert qualitativ mit den Ergebnissen von

/AGA95Far96, Far97/. Zum Vergleich führt 0,1 % Stickstoff im Argon zu einer

Verringerung der Porosität auf 25 % bei den 1,25 mm dicken Blechen.

Selbst mit Wasserstoffzumischung verringert sich die Porosität auf 75 % bei den 1,25

mm dicken Blechen in dem hier betrachteten Bereich bis 0,05 %, während bei den

2,5 mm dicken Blechen eine Zunahme auf maximal 150 % gegenüber Reinargon

auftritt.



0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1025

50

75

100

125

150


rela

tive

Ände

rung

de

r Mik

ropo

renb

ildun

g [%

]

N2 O2 H2

Bild 6.7 Relative Änderung der Mikroporositätsbildung in Abhängigkeit von Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon (polynomischer Fit 2. Ordnung)

Zur Verifikation der in der Literatur beschriebenen starken Zunahme der Porosität bei

Wasserstoffzumischung wurde die Wirkung größerer Anteile bis 2 % H2 im Argon

untersucht, Bild 6.8.

Hier wird deutlich, dass eine etwa lineare Zunahme der Porosität mit dem

Wasserstoffanteil erst ab etwa 0,1 % auftritt. Im Bereich unter 0,1 % liegen

Abweichungen von der Linearität vor. Insbesondere bei den dünneren Blechen liegen

in diesem Bereich möglicherweise günstigere Entgasungsbedingungen als bei

Reinargon vor.

0 0,25 0,50 0,75 1,00 1,25 1,50 1,75 2,0050

100

150

200

250

300

350


rela

tive

Ände

rung

de

r Mik

ropo

renr

bild

ung

[%]

H2 bei 1,6 mm Draht, 2,5 mm Blech H

2 bei 1,0 mm Draht, 1,25 mm Blech

Bild 6.8 Relative Änderung der Mikroporositätsbildung in Abhängigkeit vom H2-Anteil im Argon bezogen auf Reinargon (polyn. Fit 2. Ordnung)


Die Poren sind im Schweißgut gleichverteilt und der Porendurchmesser liegt bei

ca. 0,05 bis 0,1 mm, Bild 6.9. Die an der Nahtoberfläche im Wurzelbereich verstärkt

auftretende Porenbildung tritt bei allen Proben in gleicher Form auf. Sie ist darauf

zurückzuführen, dass die Oxidschicht auf der Blechunterseite vor dem Schweißen

nicht wie auf der Blechoberseite durch mechanisiertes Bürsten beseitigt worden ist,

sondern die Schnittkanten nur mechanisch entgratet worden sind.

Bild 6.9 Querschliff einer mit 1,0 % Wasserstoff geschweißten Probe, 1,25 mm Blechdicke, 1,0 mm Elektrodendraht, Luftätzung

Bei den für die jeweiligen Versuchsreihen verwendeten Blechen lag bei

Durchführung der Schweißversuche auch auf der Blechunterseite insoweit ein

definierter Zustand vor, als generell mit Azeton entfettet wurde und die Bleche aus

der gleichen Charge stammten. So ist von einer gleichförmigen Generierung von

Wasserstoffbläschen auszugehen, die an dieser Oxidschicht an der Blechunterseite

entsteht. Die hieraus folgenden Werte der Mikroporosität im Verhältnis zu der

Gesamtschweißgutfläche im Querschliff liegen bei etwa 0,1 % bei Reinargon bis

0,35 % bei 2 % Wasserstoffzumischung.

6.1.3.3 SCHWEISSGUTZUSAMMENSETZUNG AM RAND ZUR NAHTOBERSEITE Die Elementzusammensetzung wurde im Rahmen einer REM-Untersuchung am

Probenquerschliff im Randbereich zur Nahtoberfläche mittels der energiedispersiven

Elementanalyse (EDA, bzw. auch EDS bezeichnet) ermittelt. Mit dieser Methode ist

aus der rückstreuenden Röntgenstrahlung die Elementzusammensetzung qualitativ

und auch quantitativ integrierend in einem definierten Messfenster bestimmbar.


Während die Magnesiumgehalte im mittleren Bereich mit etwa 4,5 % der

Grundwerkstoffzusammensetzung entsprechen, liegen sie an den Rändern zu den

Flanken der Nahtraupe hin bei deutlich höheren Werten. Bei den 1,25 mm dicken

Blechen treten Werte von 5 bis 6 % und bei den 2,5 mm dicken Blechen von 5,5 bis

7,5 % auf. Für die vergleichende Beurteilung werden im Folgenden die

Magnesiumgehalte auf die bei Reinargon gemessenen bezogen, Bild 6.10.

Bei Zumischung von 0,15 % Stickstoff oder auch Wasserstoff nimmt der Magnesium-

gehalt bei den 2,5 mm dicken Blechen auf etwa 120 % gegenüber Reinargon zu. Bei

den 1,25 mm dicken Blechen ist die Tendenz mit knapp 130 % für Stickstoff und

108 % für Wasserstoff mit einem Anteil von 0,1 % ähnlich.


0 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,3080

90

100

110

120

130


rela

tive

Ände

rung

des

Mg-

Geh

alts

am

Nah

trand

[%]

N2

O2

H2


0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1080

90

100

110

120

130


rela

tive

Ände

rung

des

Mg-

Geh

alts

am

Nah

trand

[%]

N2 O

2 H

2

Bild 6.10 Relative Änderung der Magnesium-Gehaltes an der Nahtrandoberseite in Abhängigkeit von Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon (polynomischer Fit 2. Ordnung)


Dagegen liegen die Magnesiumgehalte bei Zumischung von Sauerstoff mit 85 bis

95 % bei den 2,5 mm dicken Blechen signifikant unter denen von Reinargon. Die

Ursache liegt nach /Jön95/ in der verstärkten Metalloxidbildung im Schmelzbad-

bereich, d. h. auf der kühleren Kathodenseite. Dadurch tritt nicht nur eine Oxidation

der im Lichtbogen vorhandenen Metalldämpfe sondern auch des Aluminiums und vor

allem des Magnesiums im Grenzflächenbereich der Schmelzbadoberfläche auf.

Dieser Vorgang tritt lediglich bei den dickeren Blechen auf, während bei den

dünneren für Sauerstoff und auch bei Wasserstoff eine solche Tendenz kaum

erkennbar ist. Dieses deutet somit auf eine Abhängigkeit vom Energieeintrag hin.

Allerdings liegen die Magnesiumgehalte auch bei den mit Sauerstoffanteil

geschweißten Proben mit 5 bis 6 % noch deutlich über der Zusammensetzung des

Grundwerkstoffs von 4,65 % und der des Drahtwerkstoffs von 4,9 %. Es kommt hier

somit insbesondere im Randbereich der Naht zu einer Erhöhung des

Magnesiumgehaltes. Die Ursache liegt voraussichtlich in dem Metalldampftransport

durch den Lichtbogen und dessen Kondensation überwiegend im Nahtrandbereich.

Der Magnesiumgehalt in Nahtmitte liegt dagegen bei gleichem Abstand von der

Nahtoberfläche mit etwa 4,0 bis 4,5 % deutlich unter der Grund- und

Drahtwerkstoffzusammensetzung. Ein höherer Energieeintrag führt mit einem

stärkeren Verdampfungsanteil von Magnesium damit auch zu einer Zunahme des

kondensierten Niederschlags im Nahtrandbereich.

6.1.4 Zusammenfassung und Diskussion Bezogen auf die in dieser Untersuchung betrachtete Erhöhung des Anteils der

Aktivgaszumischungen lassen nachfolgende Ergebnisse zusammenfassen:

Der Oxidniederschlag nimmt bei Sauerstoff und Stickstoff zu, während bei

Wasserstoff keine Veränderung der Ausdehnung und Verteilung von

Niederschlag, Nahtbreite und Schuppung beobachtet wird.

Die Spritzerrate nimmt bei Sauerstoff um etwa 50 % bei 1,0 mm Elektroden-

draht und um bis zu 150 % bei 1,6 mm zu, während bei Stickstoffzunahme

lediglich bei der dünneren Elektrode eine Zunahme von etwa 30 % auftritt.

Hinsichtlich des Einbrands erhöht sich bei Sauerstoff und Stickstoff das

Nahtgeometrie-Äquivalent um 30 – 50 %.


Die Mikroporosität verringert sich mit zunehmendem Sauerstoff- und

Stickstoffanteil, während sie erwartungsgemäß bei Wasserstoff zunimmt.

Der Magnesiumgehalt im Randbereich zur Nahtoberfläche liegt um etwa 0,5

bis 3 % über dem mittleren Anteil von 4,5 %. Für Stickstoff und auch für

Wasserstoff steigt dieser Magnesiumgehalt um etwa 20 – 25 % gegenüber

Reinargon. Die mittlere Werkstoffzusammensetzung außerhalb dieses

Randbereiches des Schweißgutes bleibt unbeeinflusst.

Ein Einfluss auf die Zugfestigkeit und auf die Härteverteilung im Schweißgut

wird nicht festgestellt.

Mit Ausnahme der Festigkeit und der Härte werden die mechanisch-technologischen

Eigenschaften durch einen zunehmenden Aktivgasanteil von Sauerstoff und insbe-

sondere von Stickstoff beeinflusst. Eine Verringerung der Festigkeit und der Härte ist

nicht zu erwarten gewesen, da der naturharte Blech-Grundwerkstoff in

weichgeglühtem Zustand vorlag.

Die Zunahme von Spritzerbildung, Oxidniederschlag und Einbrand deuten darauf hin,

dass der Einfluss des Aktivgasgehaltes im Wesentlichen auf Wirkung eines höheren

Energieeintrags im Lichtbogen zurückzuführen ist. So resultiert neben dem bereits in

Kap. 6.1.1 diskutierten vermehrten Oxidniederschlag durch verstärkte Magnesium-

verdampfung auch die in Kap. 6.1.2 beschriebene vermehrte Spritzerbildung aus

einem erhöhten thermischen Energiegehalt des im Lichtbogenplasma übergehenden

Tropfens. Werkstückseitig folgt hieraus ein verstärkter Einbrand sowie eine

verringerte Porosität aufgrund des besseren Ausgasens der Schmelze.

Der Einfluss der Dissoziationsenergie der verwendeten molekularen Gaszu-

mischungen ist aufgrund ihres sehr geringen Anteils vernachlässigbar. Nach /FS70,

EROWT96 und LN97/ kommt es hier erst bei höheren Gehalten von weit mehr als

0,3 % zu einer Einbrandvergrößerung durch die Reaktionswärmen aus exothermen

Reaktionen. Als Ursache wird hier beispielsweise die Bildung der Oxide (Al2O3) und

die Assoziation der dissoziierten Gasmoleküle (2N → N2, oder 2O → O2) genannt.


6.2 Elektrische Schweißprozessgrößen

6.2.1 Einführung Die Lichtbogenlängenregelung der Energiequelle hält die mittlere Spannung

konstant, da diese sich etwa einer Ohmschen Kennlinie entsprechend linear zur

Lichtbogenlänge verhält. Unter Vorgabe der phasenweise vorgegebenen – d.h.

während der Grundstrom- und der Impulsstromphase – Konstant-Strom-

Charakteristik erfolgt die Regelung der Lichtbogenlänge bei der verwendeten

Maschine im wesentlichen durch Ändern der Stellgrößen Impulsfrequenz f und

Grundstrom Ig in Abhängigkeit von einer gemessenen Änderung der mittleren

Spannung, s. Kap. 5.3.2.

6.2.2 Auswertung der elektrischen Schweißprozessgrößen Aus den transient und zeitlich hochaufgelöst mit bis zu 1 MHz aufgenommenen

Momentanwerten von Schweißstrom und -spannung werden die Momentanwerte für

Schweißleistung und den Schweiß- bzw. Lichtbogenwiderstand und daraus

anschließend deren Mittelwerte errechnet, Bild 6.11.

0 10 20 30 40 5050

100150200250300

0 10 20 30 40 50151617181920212223

0 10 20 30 40 5050

100150200250300350

0 10 20 30 40 50012345678

Wid

erst

and

/ mΩ

Zeit / ms

Span

nung

/ V

Sch

wei

ßstro

m /

A

Leis

tung

/ kW

Bild 6.11 Transiente Zeitverläufe der elektrischen Momentanwerte, 2,5 mm Blech EN AW-5182 mit 1,6 mm Elektrodendraht R-5356, Argon, I-Naht


6.2.2.1 AUSWERTUNG DER TRANSIENTEN MOMENTANVERLÄUFE VON SCHWEISSSTROM UND SCHWEISSSPANNUNG

Im Folgenden wird der Lichtbogenwiderstand als Mittelwert der gesamten Messung

betrachtet. In Bild 6.12 sind die Werte des mittleren Lichtbogenwiderstands für

zunehmende Aktivgasgehalte jeweils auf den Wert von Argon bezogen dargestellt.


0 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,3090

95

100

105


rela

tive

Ände

rung

d. m

ittl.

Lich

tbog

en-W

ider

stan

ds [%

]

N2

O2

H2


0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1090

95

100

105


rela

tive

Ände

rung

d. m

ittl.

Lich

tbog

en-W

ider

stan

ds [%

]

N2

O2 H2

Bild 6.12 Relative Änderung des mittleren Lichtbogenwiderstands in Abhängigkeit von Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon (polynomischer Fit 2. Ordnung)

Während bei Zumischung von Wasserstoff eine Änderung kaum feststellbar ist, tritt

bei zunehmender Zumischung von Sauerstoff und mehr noch von Stickstoff eine

deutliche Verringerung des Lichtbogenwiderstands auf. Insbesondere bei 0,3 %


Stickstoff und 1,6 mm Elektrodendurchmesser reduziert sich dieser auf etwa 90 %

des Wertes von Reinargon. Mit linearer Tendenz verringert sich der Widerstand bei

Stickstoff mit zunehmendem Aktivgasgehalt etwa doppelt so stark wie bei Sauerstoff.

Eine mögliche Ursache liegt in der gegenüber Argon (15,8 eV) geringeren

Ionisationsenergie der Zumischungen (14,5 eV für Stickstoff, und 13,6 eV für

Sauerstoff und Wasserstoff), die zu einer Stabilisierung des Lichtbogens führt. Die

schlechtere elektrische Leitfähigkeit der molekularen Gase selbst wirkt dem jedoch

entgegen. Somit ist eine verbesserte elektrische Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas

gegenüber Reinargon nicht unbedingt auf die physikalischen Eigenschaften der

Gase direkt zurückzuführen, sondern beispielsweise auf eine verbesserte

Elektronenemission am Kathodenfußpunkt.

Daneben ist beim MSG-Verfahren grundsätzlich ein Gleichgewicht zwischen der

mittleren elektrischen Leistung Pm zum Abschmelzen des Drahtes und der zuge-

führten Drahtmenge erforderlich, um einen quasistationären Prozess mit konstanter

Lichtbogenlänge zu erhalten. Die Lichtbogenlängenregelung der Energiequelle

reagiert auf eine gegenüber einem Sollwert verringerte Spannung durch Anheben

z. B. des Grundstromes Ig und der Impulsfrequenz f, um durch Erhöhung der

Abschmelzleistung eine Vergrößerung der Lichtbogenlänge zu erzielen.

Aus den Messungen wird ersichtlich, dass eine solche Zunahme der Impulsfrequenz

auch bei der Zumischung von Stickstoff und Sauerstoff insbesondere für den 1,0 mm

Draht auftritt, obwohl die Energiequelleneinstellungen unverändert geblieben sind,

wie in Bild 6.13 dargestellt.

Die Aktivgaszumischung von Stickstoff und Sauerstoff führt zu einer

Impulsfrequenzerhöhung, während bei Zumischung von Wasserstoff eine

geringfügige Verringerung der Impulsfrequenz auftritt. Die insbesondere im unteren

Leistungsbereich mit 1,0 mm Drahtdurchmesser erkennbare Tendenz deutet auf eine

Änderung der Lichtbogenspannung und damit auf ein verändertes Gleichgewicht hin.

Unter der Voraussetzung des konstanten Brennerabstandes sowie unter Berück-

sichtigung des gemessenen Widerstands liegt die Ursache in der Änderung der

elektrischen Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas. Eine bessere Leitfähigkeit verur-

sacht bei gleicher Lichtbogenlänge eine geringere Brennspannung. Daraus folgt mit

Wirkung des Lichtbogenlängenreglers eine Erhöhung des Energieeintrags durch

Anheben von Impulsfrequenz und Grundstrom.



0 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,3098

99

100

101

102


rela

tive

Ände

rung

der

mitt

l. Im

puls

frequ

enz

[%]

N2

O2

H2


0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1095

100

105

110


rela

tive

Ände

rung

der

mitt

l. Im

puls

frequ

enz

[%] N

2 O

2 H

2

Bild 6.13 Relative Änderung der mittleren Impulsfrequenz in Abhängigkeit von Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon (polynomischer Fit 2. Ordnung)

Die gemessene Impulsfrequenzerhöhung ist somit ein Anzeichen für eine Erhöhung

der Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas. Jedoch ist die tatsächliche Lichtbogenlänge

bei der Auswertung bislang unberücksichtigt geblieben. Erst mit ihrer Messung lässt

sich die Ursache der Widerstandsverringerung bei gleichzeitiger Frequenzerhöhung

abschließend klären, s. Kap. 3.2.1.

6.2.2.2 STRECKENENERGIE Zur Berechnung der Streckenergie wird die mittlere elektrische Leistung Pm (errech-

net aus den aufgenommenen Momentanwerten von Lichtbogenspannung Utr und

Lichtbogenstrom Itr) und die konstante Schweißgeschwindigkeit vs verwendet:


Streckenenergie: ( )

s

mtrtr

vIU

S⋅

=

In Bild 6.14 ist die Änderung der Streckenenergie für zunehmende Aktivgasgehalte

jeweils auf den Wert von Argon bezogen dargestellt.


0 0,05 0,10 0,15 0,20 0,25 0,3095

100

105


rela

tive

Ände

rung

d. m

ittl.

Stre

cken

ener

gie

[%]

N2

O2

H2


0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1095

100

105

110


rela

tive

Ände

rung

d. m

ittl.

Stre

cken

ener

gie

[%] N

2 O

2 H

2

Bild 6.14 Relative Änderung des mittleren Streckenenergie in Abhängigkeit von Art und Anteil des Aktivgases im Argon bezogen auf Reinargon (polynomischer Fit 2. Ordnung)

Hieraus wird ersichtlich, dass insbesondere für Stickstoff eine Zunahme der

Streckenenergie mit höherem Aktivgasanteil erfolgt. Unter der Voraussetzung einer

konstanten Schweißgeschwindigkeit steigt die elektrische Leistung um etwa 10 % bei


0,1 % Stickstoffzumischung bei dem 1,0 mm dicken Elektrodendraht. Bei den

anderen Varianten liegt die Zunahme bei ca. 2 - 3 %.

Diese Tendenz entspricht der oben beschriebenen Zunahme der Impulsfrequenz und

der Abnahme des elektrischen Widerstands. Damit wird erkennbar, dass die

Zumischung von geringen Aktivgasanteilen trotz einer konstanten Drahtförder-

geschwindigkeit zu einer etwas höheren elektrischen Leistung führt, die mit einer

stärkeren Wärmeeinbringung in das Werkstück verbunden ist.

Trotz konstanter Abschmelzleistung wird mit der Zumischung molekularer Gase eine

erhöhte Streckenenergie erzielt. Da letztendlich das Gleichgewicht zwischen der

Drahtzufuhr und seinem Abschmelzen durch die Wirkung der Regelung gewahrt

bleibt, lässt die Erhöhung des Energieeintrags zurück schließen auf eine Änderung

der Energiebilanz des Gesamtsystems.


Aktivgaszumischungen lassen sich nachfolgende Ergebnisse im Vergleich zu den

Ergebnissen mit Reinargon zusammenfassen:

Der Gesamtwiderstand des Lichtbogens verringert sich für Sauerstoff bis auf

95 % und für Stickstoff bis auf 90 %. Bei Wasserstoff wurde kein Einfluss

festgestellt.

Die Impulsfrequenz erhöht sich für Sauerstoff und Stickstoff bei der 1,6 mm

Elektrode um etwa 0,5 % und bei der 1,0 mm Elektrode um bis zu ca. 5 % für

Sauerstoff und 10 % Stickstoff, während für Wasserstoff eine geringe

Abnahme um bis zu 2 % festgestellt wurde.

Der Einfluss auf die Streckenenergie verhält sich etwa wie der der

Impulsfrequenz, mit Ausnahme des Wasserstoffs, bei dem für die 1,6 mm

Elektrode eine Erhöhung um etwa 2 % auftritt.

Mit der Zumischung molekularer Gase tritt ein Erhöhung der zugeführten elektrischen

Leistung und damit der Streckenergie auf, obwohl die Lichtbogenlängenregelung der

Schweißenergiequelle die Spannung konstant hält und die Abschmelzleistung nicht

variiert worden ist. Vermutlich ist dieses auf eine verbesserte elektrische Leitfähigkeit

des Lichtbogens bei Zumischung von Sauerstoff und Stickstoff zurückzuführen.


Nach SCHELLHASE /Sch85/ ist für die elektrische Leitfähigkeit des Plasmas das

Element der geringsten Ionisierungsenergien maßgebend. Die Ionisierungsenergie

der hier vorliegenden Metalle Aluminium, Magnesium und Mangan liegen mit unter 8

eV etwa bei der Hälfte des Wertes von Argon. Daher ist beim Stromtransport durch

den Lichtbogen von einer dominierenden Wirkung des Metalldampfes auszugehen.

Aus einer starken Metallverdampfung an der anodischen Elektrodenoberfläche

resultiert eine ausgeprägte Metalldampfströmung in der Mitte der Lichtbogenachse,

die insbesondere beim MIG-Schweißen zu einem Temperaturabfall bis auf die

Siedetemperatur des Metalls führen kann.

Dagegen ist ein Einfluss durch die direkte Wirkung der elektrischen Leitfähigkeit der

Aktivgase zu vernachlässigen, da diese wesentlich niedriger als bei Argon ist, und

darüber hinaus der Anteil der Aktivgaszumischungen sehr klein ist.

Wärmeleitfähigkeit elektrische Leitfähigkeit

Bild 6.15 Wärmeleitfähigkeit und elektrische Leitfähigkeit verschiedener Elemente im Lichtbogen /Sch85/

FINKELNBURG und MAECKER /FM56/ führten die Erhöhung der elektrischen

Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas auf die verstärkte Elektronenemission aus den

Oxidhäuten auf der kathodischen Oberfläche zurück. Hiernach bewirken schon

Spuren von Sauerstoff eine Verbesserung der Bogenstabilität aufgrund der erhöhten


Elektronenemission durch die hocherhitzten Metalloxide. Daneben errechnete

MURPHY /Mur96, Mur94b/ eine erhebliche Änderung des Wärmetransports als

Ursache einer Entmischung bei Ar-N2-Mischgasen im WIG-Lichtbogen in einem 2D-

Modell, in dem er auch die Dissoziation berücksichtigte.

Somit ist die Änderung des Lichtbogenwiderstands bzw. seiner Leitfähigkeit durch

die Aktivgaszumischung weniger auf die physikalisch-chemischen Eigenschaften der

Elemente zurückzuführen, sondern eher auf sekundär verursachte Effekte an den

Oberflächen von kathodischem Schmelzbad und anodischer Elektrode.

Im Folgenden wird mittels der Hochgeschwindigkeitskinematografie eine vertiefende

Analyse der Wirkungsweise der molekularen Gaszumischungen im Hinblick auf die

Beeinflussung des Werkstoffübergangs durchgeführt.


6.3 Hochgeschwindigkeitskinematografie des Werkstoffübergangs Ziel dieser Untersuchungsmethode ist es, den Einfluss der Schutzgaszusammen-

setzung auf den Werkstoffübergang zu visualisieren. Ermittelt werden sollen

insbesondere die Ursachen für das mit zunehmendem Aktivgasgehalt vermehrte

Auftreten von Schweißspritzern und dunklem Metalloxidniederschlag im Nahtbereich.

Darüber hinaus wird die Lichtbogenlänge vermessen, um eine Relation zwischen der

in Kap. 6.2.2 diskutierten Änderung der Lichtbogenleitfähigkeit zu seiner realen

Länge zu erhalten.

Die Aufnahmen sind unter einheitlichen Bedingungen mit einer Bildaufnahme-

frequenz von 5.000 Bildern/s lateral, d.h. seitlich und quer zur Schweißrichtung mit

feststehendem Brenner über dem bewegten Werkstück durchgeführt worden. Bei

dieser Bildaufnahmefrequenz sind etwa 55 – 60 Werkstoffübergangszyklen je Film

aufgenommen worden.

6.3.1 Auswertung der kinematografischen Untersuchungen Neben der Vermessung der Lichtbogenlänge wird die Art des Werkstoffübergangs

quantifiziert. Hierfür wird jeder Werkstoffübergangszyklus nach folgenden Kriterien

statistisch bewertet: spritzerfrei, spritzerbehaftet oder Tropfen platzt.

6.3.1.1 MESSUNG DER LICHTBOGENLÄNGE Die Lichtbogenlänge wird zwischen der Oberfläche der kugelförmig ausgeformten

Elektrodenspitze und dem mittleren Niveau der Blechoberfläche gemessen. Zeitlich

erfolgt die Messung noch während der Grundstromphase unmittelbar vor dem

Stromanstieg in die Impulsphase.

Aus Bild 6.16 ist ersichtlich, dass sich die Lichtbogenlänge durch Zumischung von

Sauerstoff und mehr noch von Stickstoff gegenüber Reinargon verringert, während

bei Wasserstoff eine Änderung kaum feststellbar ist. Insbesondere bei der 1,0 mm

Elektrode und 0,1 % Stickstoffzumischung ist der Lichtbogen um mehr als 30 %

kürzer als bei Reinargon. Mit gleicher Tendenz, wenngleich schwächer, verringert

sich auch die Lichtbogenlänge bei den 1,6 mm Elektroden.

Bemerkenswert ist hier, dass wie in Kap. 6.2.2 dargestellt, gleichzeitig eine

Verringerung des Gesamtwiderstands um lediglich etwa 10 % auftritt. Daher wird der

spezifische Widerstand aus dem in Bild 6.12 dargestellten Gesamtwiderstand


bezogen auf die in Bild 6.16 gezeigte gemessene Lichtbogenlänge für die

Zumischung jeweils vom 0,1 % Aktivgas berechnet.

1,0 1,60

2

4

6

Lich

tbog

enlä

nge

[mm

]

Elektrodendrahtdurchmesser [mm] Argon Ar+N2 Ar+O2 Ar+H2

Bild 6.16 Messung der Lichtbogenlänge in Abhängigkeit von Art des Aktivgases, Reinargon und Argon mit 0,1 % Aktivgasanteil

So wird in Bild 6.17 deutlich, dass der spezifische Widerstand des Lichtbogens mit

Stickstoff- und Sauerstoffzumischung gegenüber Argon bei 1,0 mm Elektrodendraht

um etwa 30 % zunimmt, während mit Wasserstoff kaum eine Änderung erkennbar ist.

1,0 1,60

25

50

75

100

spez

. Wid

erst

and

/ Ω/m

Elektrodendrahtdurchmesser / mm Argon Ar+N2 Ar+O2 Ar+H2

Bild 6.17 Änderung des spezifischen Widerstands in Abhängigkeit von der Art des Aktivgases, Reinargon und Argon mit 0,1 % Aktivgasanteil

Es ist hier jedoch zu berücksichtigen, dass die Messung und Berechnung des

Gesamtwiderstands und die Messung der Lichtbogenlänge in unterschiedlichen

Schweißversuchen durchgeführt worden ist.


6.3.1.2 ANALYSE DES WERKSTOFFÜBERGANGS Die Ergebnisse der statistischen Bewertung des Werkstoffübergangs, die aus den

hochgeschwindigkeitskinematografischen Aufnahmen ermittelt wurden, sind in Bild

6.18 dargestellt.


spritzerfrei mit Spritzern Tropfen platzt0

20

40

60

80

100

rela

tiver

Ant

eil [

%]

Art des Werkstoffübergangs

Argon Ar+N2 Ar+O2 Ar+H2


spritzerfrei mit Spritzern Tropfen platzt0

20

40

60

80

100

rela

tiver

Ant

eil [

%]

Art des Werkstoffübergangs

Argon Ar+N2 Ar+O2 Ar+H2

Bild 6.18 Relative Änderung der Art des Werkstoffübergangs in Abhängigkeit von Art des Aktivgases, Reinargon und Ar mit 0,1 % Aktivgasanteil

Hier wird eine deutliche Abhängigkeit der Art des Werkstoffübergangs von der Art der

Aktivgaszumischung erkennbar. Die Ergebnisse stimmen mit der zuvor in Kap. 6.1.2

beschriebenen Messung der relativen Spritzerrate gut überein. So tritt bei den

1,6 mm Elektroden erwartungsgemäß lediglich mit Sauerstoffzumischung eine

Erhöhung der Zahl der Werkstoffübergänge mit einem Zerplatzen des Tropfens

während des Wegs durch den Lichtbogen zum Schmelzbad auf. Während hier mehr


als 30 % mit einem Zerplatzen des Tropfens gegenüber 2 % bei Argon auftreten,

liegt der Anteil bei Stickstoffzusatz bei 6 % und bei Wasserstoffzusatz bei 1 %.

Bei der 1,0 mm Elektrode ist diese Tendenz wesentlich stärker ausgeprägt. Hier

beträgt der Anteil der Werkstoffübergänge mit zerplatzendem Tropfen bei Sauerstoff-

zusatz mehr als 60 % und bei Stickstoffzusatz etwa 25 %, während bei Wasserstoff-

zusatz eher eine Verringerung derartiger Werkstoffübergänge auftritt.

Das Zerplatzen ist, wie in der Literatur beschrieben und bereits in Kap. 6.1.2

diskutiert, auf eine stärkere Erhitzung des durch das Lichtbogenplasma zum

Schmelzbad übergehenden Tropfens zurückzuführen. Die auf die niedrige Siede-

temperatur des Magnesiums zurückzuführende Verdampfung verursacht eine

schlagartige Expansion dieses Metalldampfes und das Aufreißen des Tropfens, wie

in Bild 6.19 gezeigt.

1 1

2 2

3

3

Bild 6.19: Hochgeschwindigkeitskinematografische Aufnahmen von typischen Werkstoffübergangen, links mit Zerplatzen des Tropfens, rechts mit der Entstehung von Spritzern (5.000 B/s)



Aktivgaszumischungen lassen sich nachfolgende Ergebnisse im Vergleich zu den

Ergebnissen mit Reinargon zusammenfassen:

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

Der spezifische Lichtbogenwiderstand (auf die Lichtbogenlänge bezogen)

erhöht sich um bis zu 30 %, während der Gesamtwiderstand wie in Kap. 6.2.2

gezeigt um bis zu 10 % abnimmt.

Bei Sauerstoffzumischung deutet die Zunahme der Zahl von Werkstoffüber-

gängen mit einem Zerplatzen des Tropfens in Verbindung mit einem

vermehrten dunklen Metalloxidniederschlag auf höheren Energieeintrag im

Lichtbogenplasma hin.

Die hochgeschwindigkeitskinematografischen Ergebnisse bestätigen die Ergebnisse

aus Kap. 6.2. Die deutlich verringerte Lichtbogenlänge bei Aktivgaszumischung ist

auf eine verbesserte elektrische Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas zurückzu-

führen, die eine Verringerung der Gesamtlichtbogenspannung verursacht. Auf eine

Abweichung der Gesamtlichtbogenspannung von einem vorab definierten Sollwert

der Lichtbogenspannung reagiert die Lichtbogenlängenregelung der Energiequelle

proportional mit einer Erhöhung des Energieeintrags durch Anheben der

Impulsfrequenz, vgl. Bild 6.13. Es stellt sich also mit der Stickstoff- und

Sauerstoffzumischung durch den geänderten Arbeitspunkt ein kürzerer Lichtbogen

mit etwas geringerem Widerstand ein, da der Regler lediglich die Spannung misst.

Damit reagieren die in üblichen Energiequellen verwendeten Regler mit den dazu-

gehörigen Kennlinien empfindlich auf Abweichungen der Umgebungsbedingungen -

wie beispielsweise der elektrischen Leitfähigkeit des Lichtbogens - gegenüber denen

die bei der Programmierung vorgegeben waren. Hierzu werden notwendigerweise

der Elektrodendrahtwerkstoff, dessen Durchmesser und das Schutzgas definiert und

in Abhängigkeit von der Drahtfördergeschwindigkeit sämtliche Impulsparameter als

Kennlinie durch Schweißversuche ermittelt und abgespeichert. Für jeden Kennlinien-

arbeitspunkt wird ein Sollwert der Lichtbogenspannung vorgeben. Zu dessen

Konstanthaltung ändert der Regler die Abschmelzleistung in Abhängigkeit von der

gemessenen Lichtbogenspannung durch eine Verschiebung des Kennlinienarbeits-


punktes und damit einer Änderung des elektrischen Energieeintrags in der Regel

proportional.

Damit ergibt sich ein höherer spezifischer Gesamtlichtbogenwiderstand aus einer

Verschiebung des Arbeitspunktes, da durch die Lichtbogenlängenregelung zwischen

der Elektrodendrahtzufuhr und dessen Abschmelzen ein anderes Gleichgewicht

eingestellt wird.

Mit den bisher verwendeten Untersuchungsmethoden kann keine abschließende

Aussage zu den Ursachen der Leitfähigkeitsänderung des Lichtbogengesamt-

systems getroffen werden. Die Aktivgaszumischungen können sowohl eine

Veränderung des Anoden- bzw. Kathodenfalls, der Leitfähigkeit des Plasmas und

damit des Spannungsabfalls der Lichtbogensäule oder der Temperaturverteilung im

Lichtbogen sowie auch eine Längenänderung des freien Drahtendes verursachen.

Daher soll im folgenden Kapitel die Wirkungsweise der Aktivgaszumischungen im

Lichtbogen durch die Ermittlung von Temperaturverteilung und Zusammensetzung

des Lichtbogenplasmas mittels der Emissions-Spektroskopie untersucht werden.


6.4 Emissions-Spektroskopie des Lichtbogenplasmas Aus den Ergebnissen der Kapitel 6.1 bis 6.3 ist ein deutlicher Einfluss geringster

Aktivgaszumischungen im Bereich von 0,005 ... 0,5 % in Reinargon auf das

Schweißergebnis nachgewiesen worden. Diese Ergebnisse deuten darauf hin, dass

der direkte Wirkungsweise der primären physikalischen Eigenschaften der

Zumischungen aufgrund deren geringen prozentualen Anteils vernachlässigbar sind

und vielmehr ihre komplexe elektrophysikalische und –chemische Wirkungsweise im

Lichtbogenplasma sowie an der Kathoden- und Anodenfußpunktoberfläche hierfür

ursächlich sind. Da mit den bisher verwendeten Analysewerkzeugen die kausalen

Zusammenhänge hinsichtlich des Verhaltens dieser Zumischungen im Lichtbogen-

plasma unzureichend erkennbar sind, wird im folgenden eine zweidimensional

ortsaufgelöste Spektralanalyse des Lichtbogenplasmas während der Impulsphase

durchgeführt.

Als Ziel steht die Ermittlung von Temperatur- und Teilchendichteprofilen bzw. der

Partialdruckverteilungen aller Elemente im MIG-Lichtbogenplasma im Vordergrund.

6.4.1 Grundlagen der Emissions-Spektroskopie Die spektroskopischen Messungen werden unmittelbar nach Erreichen des

konstanten Impulsstromniveaus über eine Flankentriggerung auf den Schweißstrom

durchgeführt, um Störungen durch den am Stromimpulsende beginnenden Tropfen-

übergang auszuschließen, Bild 6.20 und s. Kap. 5.8.3.

1 2 3 4 5

6 7 8 9 10

Bild 6.20 Hochgeschwindigkeitsfilm (500 µs Bildfolgezeit (urspr. Bildaufnahme-frequenz 10.000 B/s), 1,6 mm R-5356 Elektrodendraht, Argon

In der zeitlichen Zuordnung des Hochgeschwindigkeitsfilms entspricht der

Belichtungsbeginn etwa Bild 6.20-3. Die Belichtungszeiten lagen mit 0,1 ... 10 µs,

bzw. im IR-Bereich mit 300 µs vor dem in Bild 6.20-4 dargestellten Zustand weit vor

der Phase der Tropfenablösung.


In den Aufnahmen sind drei deutlich abgegrenzte Bereiche erkennbar. Mit dem

Stromanstieg bildet sich ein stark leuchtender heller Kern aus, dar sich mit der mit

dem zeitlichen Verlauf in der Hochstromphase glockenartig zum Schmelzbad hin

aufweitet. An diesen zentralen Bereich schließt sich ein deutlich schwächer

leuchtender Bereich an, der in seiner Helligkeit etwa dem Zustand in der

Grundstromphase entspricht. Schließlich folgt mit einem Winkel von etwa 45° von der

Elektrodenspitze ausgehend ein kaum leuchtender Bereich, der von einem

schmalen, blau leuchtenden Kegel umsäumt wird.

Für die weitere Auswertung werden ausschließlich die Messungen an Schweißungen

mit 1,0 mm Elektroden und 1,25 mm dickem Blech zugrunde gelegt.

6.4.1.1 GRUNDLAGEN DER EMISSION Plasmen bestehen aus Molekülen, Neutralen, Ionen, Radikalen und freien

Elektronen. Die Neutrale des Schutzgases und der verdampften Metalle aus

aufgeschmolzener anodenseitiger Elektrodenspitze, dem übergehenden Tropfen und

dem werkstückseitigen, kathodischen Schmelzbad werden durch thermische bzw.

stoßweise Energiezufuhr angeregt und teilweise ionisiert. Neben der thermischen

Energie kann die Energie über ein elektrisches Feld, ein magnetisches Feld oder

durch Einwirkung von Strahlung zugeführt werden, s. Bild 6.21.

Bild 6.21 Prinzip der Emission und der Absorption


Bei der Anregung gehen Elektronen der äußeren Schale durch Energiezufuhr von

einem niederenergetischen Zustand (oft der Grundzustand) in einen höher-

energetischen En über. Bei ihrer Rückkehr in den niederenergetischen Zustand Em

nach ca. 10-8 bis 10-9 s geben die Teilchen diese Energie wieder durch Emission

elektromagnetischer Strahlung in Form eines Lichtquants ab, Bild 6.21. Diese

emittierte Strahlung ist mittels der optischen Emissionsspektroskopie messbar und

quantitativ hinsichtlich Intensität und Wellenlänge auswertbar.

Die Frequenz ν bzw. die Wellenlänge λ der emittierten Linienstrahlung lässt sich mit

dem Planck´schen Wirkungsquantum h und der Lichtgeschwindigkeit c für jeden

Energieübergang ∆E nach /AF94/ mit dem Emissionsgesetz:

λ

ν chhEEE ⋅=⋅=−=∆ nm (2)

berechnen. Da die Energieübergänge durch den Atomaufbau bestimmt werden, sind

sie charakteristisch für jedes Element. Damit kann dieses anhand der Frequenzen

bzw. Wellenlängen der emittierten Spektrallinien identifiziert werden. Die Wellen-

längen der in der optischen Emissionsspektroskopie verwendeten Spektrallinien

liegen zwischen 200 und 850 nm und somit im ultravioletten Bereich, im Bereich des

sichtbaren Lichtes und im nahen Infrarot-Bereich. In Abhängigkeit von der Anzahl der

Teilchen n und der EINSTEINschen Übergangswahrscheinlichkeit Anm der Elektronen

der im Plasma vorhandenen Atome ist nach /BRO94/ die emittierte Strahldichte:

nm

nnmnmnnmnm λ

ν chnAhnAI ⋅⋅⋅=⋅⋅⋅= (3)

Die volumen- und raumwinkelspezifische Strahlungsleistung, auch als Emissions-

koeffizient bezeichnet, εnm einer Linie mit der Wellenlänge λnm mit den angeregten

Teilchen einer Spezies mit der Dichte nn und der Übergangswahrscheinlichkeit Anm

beim Übergang vom oberen Niveau n auf das untere Niveau m wird beschrieben

durch den Emissionskoeffizienten /RS67/:

nnmnm

nm 4nAch

λπε

⋅⋅

= (4)


Umgestellt folgt daraus die Teilchendichte im oberen Niveau oder auch die

Termbesetzung

nm

nmnmn

4Ach

n⋅⋅⋅

=λπε (5)

Unter Voraussetzung einer Boltzmann-Verteilung:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛

= TkE

egUnn B

n

nna (6)

ergibt sich mit der Zustandssumme U, der Anregungsenergie En und dem

statistischen Gewicht im oberen Niveau gn für die jeweilige Spezies die

Volumenstrahldichte, bzw. der Emissionskoeffizient:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ −

⋅⋅

= TkE

eUgchnA B

nn

nmanmnm 4 λπ

ε (7)

und umgestellt die Teilchendichte im Grundzustand:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛

⋅⋅⋅⋅⋅

= TkE

eAgchUn B

n

nmn

nmnma

4 λπε (8)

Somit lässt sich für jede Spezies die radial verteilte Teilchendichte als na(r) bei

Kenntnis der Temperaturverteilung T(r) und den in Tabelle 6.4 zusammengestellten

plasmaphysikalischen Daten bestimmen.

6.4.1.2 LOKALES THERMODYNAMISCHES GLEICHGEWICHT - LTG Die Energieübertragung in einem Plasma erfolgt durch verschiedene Stoßprozesse,

unter denen Stöße zwischen Neutralen bzw. Ionen und nicht angeregten oder

angeregten Neutralteilchen und Stöße mit Elektronen die wichtigsten sind. Auch

Absorption und Emission von Strahlung tragen zu den Energieaustauschprozessen

im Plasma bei.


Wenn alle Prozesse (Anregung, Ionisation etc.) im Gleichgewicht mit den Umkehr-

prozessen sind und nach außen keine Energieverluste auftreten, so befindet sich das

Plasma im vollständigen thermodynamischen Gleichgewicht, kurz VTG (engl. TE =

thermal equilibrium). In diesem Fall liegen die Häufigkeiten aller möglichen Energie-

zustände in der Boltzmann-Verteilung vor, /FM56/. Da sich weder in technischen

noch in realen Laborplasmen dieser kaum auftretende ideale Zustand realisieren

lässt, müssen bei der Auswertung Abweichungen vom VTG berücksichtigt werden.

Betrachtet man aber reale Plasmen wie den Schweißlichtbogen, so ist eine einzige

Temperatur für die Charakterisierung dieser Plasmen wegen der großen Anzahl an

unterschiedlichen physikalischen Prozessen nicht mehr ausreichend. Außerdem

treten bei diesen Plasmen starke Temperaturgradienten auf.

Plasmen sind im vollständigen lokalen thermodynamischen Gleichgewicht, kurz LTG

(engl. LTE), wenn alle Prozesse mit Ausnahme des Strahlungsprozesses mit ihren

Umkehrprozessen im Gleichgewicht stehen. Lediglich die Absorption von Strahlung

steht nicht im Gleichgewicht mit der Strahlungsemission. Ist die Absorption

vernachlässigbar gering, werden die Plasmen als optisch dünn bezeichnet,

andernfalls als optisch dick.

Im Idealfall haben alle Spezies im Plasma die gleiche mittlere kinetische Energie und

somit auch die gleiche Temperatur:

StrahlungAnregungIoneneGas TTTTT ====

Befindet sich ein Plasma im LTG, dann sind alle Temperaturen mit Ausnahme der

Strahlungstemperatur gleich. Anhand der bei Messungen der unterschiedlichen

Temperaturen auftretenden Temperaturdifferenzen kann somit eine Aussage über

mögliche Abweichungen vom LTG gemacht werden.

Zur Überprüfung der Gültigkeit des LTG kann die Elektronendichte ne herangezogen

werden. Nach GRIEM /Gri64/ lässt sich die Gültigkeit des LTG wie folgt abschätzen:

( ) 3312 /106,1 cmETn ee ∆⋅⋅>> (9)

Durch Vorgabe der Anregungsenergien ∆E (bezogen auf die Energiedifferenz der

beteiligten Energiezustände) von den identifizierten Linien sind in Tabelle 6.1 für


typische Elektronentemperaturen Te die Elektronendichten ne bestimmt worden,

oberhalb derer das LTG gilt.

Mit typischen Anregungsenergien von Spezies der hier im Schweißlichtbogen vor-

kommenden Elemente liegt LTG für typische Temperaturen von Te = 7000 ... 12000 K

vor, wenn die Elektronendichte:

32210 −>> mne

Mit dieser Abschätzung lässt sich in der anschließenden Auswertung bei der

Berechnung der Teilchendichten die Gültigkeit von LTE überprüfen.

Tabelle 6.1: LTG-Abschätzung auf Basis der Elektronendichte, Werte aus /NIST99/

Anr

egun

gs-

ener

gie

Diff

eren

z

Ele

ktro

nen-

tem

pera

tur

(bei

spie

lhaf

te

Anna

hmen

Ele

ktro

nen-

dich

te

Spezies En/cm-1 Em /cm-1 ∆E/cm-1 Te1/K Te2/K ne1/m-3 ne2/m-3

Mg0 278 21.886 57.854 35.968 7.000 12.000 6,2E+21 8,2E+21Al0 396 112 25.348 25.236 7.000 12.000 2,2E+21 2,8E+21Mg0 517 21.877 41.197 19.320 7.000 12.000 9,7E+20 1,3E+21

Neutrale

Ar0 764 93.144 106.238 13.094 7.000 12.000 3,0E+20 3,9E+20Mg1 293 35.669 69.805 34.136 7.000 12.000 5,3E+21 7,0E+21

Ionen Mg1 448 71.490 93.800 22.310 7.000 12.000 1,5E+21 1,9E+21

6.4.1.3 NORMTEMPERATUR Mit steigender Temperatur nimmt der Ionisationsgrad im Plasma zu, und dadurch

sinkt die Anzahl der Neutralen und damit auch die Intensität der jeweils betrachteten

Neutralenlinie. Somit durchläuft die Linienintensität in Abhängigkeit von der

Temperatur ein Maximum. Die Temperatur, bei der die Intensität einer Linie ein

Maximum hat, wird als Normtemperatur T*z bezeichnet. Sie ist für jede Linie eines

jeden Elements unterschiedlich und kann wie folgt nach GRIEM /Gri64/ abgeschätzt

werden:


[ ]

⎟⎠

⎞⎜⎝

⎛⋅−⎟⎠⎞

⎜⎝⎛+⋅−

⋅⋅=

en

mz

z

n

zz

pggE

UE

KETlg14,0

10lg33,01

1095,0 3* mit

( )214

ccpe

+⋅≈ (10)

In Tabelle 6.2 sind die nach dieser Methode errechneten Normtemperaturen für die

untersuchten Elemente dargestellt.

Für die jeweiligen Konzentrationen c sind bereits Ergebnisse der nachfolgenden

Auswertung verwendet worden.

Tabelle 6.2: Berechnung der Normtemperatur für die ausgewählten Linien

Ioni

sier

ungs

-ene

rgie

Ladu

ng

Anr

egun

gs-

ener

gie

stat

istis

ches

G

ewic

ht

Kon

zen-

tratio

n E

lekt

rone

n-dr

uck

Nor

m-

tem

pera

tur

Spezies Ez / eV z En / eV En / cm-1 gm gn c pe Tz* / K

Mg0 278 7,65 0 7,17 57.854 9 9 0,10 0,33 10.165 Al0 396 5,98 0 3,14 25.348 4 2 0,05 0,18 7.051 Mg0 517 7,65 0 5,10 41.197 5 3 0,10 0,33 9.399

Neutrale

Ar0 764 15,76 0 13,17 106.238 5 5 0,90 1,00 18.774 Mg1 293 15,03 1 8,65 69.805 4 2 0,10 0,33 15.852

Ionen Mg1 448 15,03 1 11,63 93.800 10 14 0,10 0,33 15.902

Es zeigt, dass schon bei relativ niedrigen Temperaturen von ca. 7000 K bei der

betrachteten Aluminiumlinie ein Intensitätsmaximum auftreten und somit die

Intensität dieser Linie mit höheren Temperaturen wieder abnehmen wird. Bei mehr

als 15000 K liegen die Normtemperaturen der Ionen und auch von Argon so hoch,

dass diese Linien in dem erwartungsgemäß darunter liegenden Temperaturbereich

im Lichtbogen vorrangig betrachtet werden.

6.4.1.4 PLASMAZUSAMMENSETZUNG AUS DER 3-ELEMENTE-MODELLRECHNUNG

Mit Hilfe eines Berechungsprogramms zur Bestimmung der Plasmazusammen-

setzung sind für ein 3-Element-System aus Magnesium, Aluminium und Argon die

Teilchendichten aller Spezies unter Voraussetzung der Gültigkeit von LTG bestimmt

worden, /WM98/. Hieraus wird ersichtlich, dass sich bereits ab etwa 5000 K eine


Elektronendichte von mehr als 1022 m-3 einstellt. Bis etwa 8000 K steigt die

Ladungsträgerdichte vorrangig mit der Ionisation der Metalle an und stagniert dann

bis etwa 11000 K. Bei höheren Temperaturen nimmt die Ladungsträgerdichte wieder

mit der zunehmenden Ionisation von Argon bis auf etwa 15000 K zu, wo Argon mit

einer Ionisationsenergie von 15,7 eV seine Normtemperatur erreicht.

0 5.000 10.000 15.000 20.0001E15

1E16

1E17

1E18

1E19

1E20

1E21

1E22

1E23

1E24

1E25

ges. a e-

Mg0 Al0 Ar0 Mg1 Al1 Ar1

Teilc

hend

icht

e / m

-3

Bild 6.22 Teilchendichteverteilungen für ein 3-Element-System nach /WM98/ mit: 10 % Magnesium, 5 % Aluminium und 85 % Argon

Mit der im vorhergehenden Kapitel dargestellten Abschätzung ist damit von der

Gültigkeit des LTG für die in MSG-Lichtbögen zu erwartenden Temperaturen von

etwa 10000 bis 15000 K ausgehen.

6.4.1.5 LINIENIDENTIFIKATION In Vorversuchen wird zur Identifikation eine Analyse der Linienspektren mit der

Zuordnung der einzelnen Linien zu den Elementen und deren Anregungsniveaus

durchgeführt. In Tabelle 6.3 sind die notwendigen spezifischen Daten der in dieser

Untersuchung im Grundwerkstoff, im Elektrodendraht und im Schutzgas enthaltenen

Elemente dargestellt.

In dem aus verschiedenen Einzelspektren zusammengesetzten Übersichtsspektrum

in Bild 6.23 sind alle in dieser Arbeit identifizierten und untersuchten Linien, sowie in

Tabelle 6.4 die dazugehörigen plasmaphysikalischen Stoffdaten dargestellt. Hieraus


ist ersichtlich, dass im gesamten betrachteten Wellenlängenbereich neben den

identifizierten Linien der Elemente Magnesium, Aluminium und Argon keine weiteren

erkennbar angeregt werden. Von den zugemischten Aktivgaskomponenten Stickstoff

und Sauerstoff werden in dem untersuchten Spektralbereich keine Linien identifiziert.

Bei etwa 470 nm wird andeutungsweise eine Bandenstruktur erkennbar, die sich

jedoch mit der maximal zur Verfügung stehenden Auflösung des hoch auflösenden

Gitters mit 1800 Linien/mm bei der Brennweite des verwendeten Polychromators von

500 mm spektral nicht ausreichend auflösen lässt, vgl. auch Bild 6.26.

250

300

350

400

450

500

550

600

650

700

750

800

850

0

2

4

6

8

10

12

Mg 0 2

77,7

-278

,3M

g 0 285

,2M

g 1 292

,9Al

0 308

,2/3

09,3

Mg 0 3

82,9

/383

,2/3

83,8

Al0 3

94,4

/ Al

0 396

,2

Mg 1 4

48,1

Mg

0 516

,7/5

17,3

/518

,1

Ar0 7

72,2

Ar0 7

63,7

Ar0 7

38,4

Argon

Inte

nsitä

t I /

103 W

cm-2nm

-1sr

-1

Wellenlänge λ / nm

Bild 6.23: Übersichtsspektrum mit den identifizierten Linien (ausgewertete Linien sind fett markiert), Gitter 300 Linien/mm

Ionenlinien treten lediglich für Magnesium auf, für Aluminium und Argon werden

keine sichtbar. Insbesondere im UV-Bereich zwischen 277 nm und 282 nm sowie bei

293 nm liegen verschiedene Multiplets des neutralen und des ionisierten

Magnesiums dicht nebeneinander, so dass erst eine höhere Auflösung eine weiter-

gehende Identifikation ermöglicht. Insbesondere im UV-Bereich werden daher

Spektren mit einem hoch auflösenden Gitter, d.h. mit 1800 Linien/mm aufgenommen,

Bild 6.24 und Bild 6.25.


Tabelle 6.3: Physikalische Daten der im Grundwerkstoff bzw. im Elektrodendraht und im Schutzgas enthaltenen Elemente

Ioni

sisa

tions

-en

ergi

e

Dis

sozi

atio

ns-

ener

gie

Ato

mm

asse

Schm

elzp

unkt

Sie

depu

nkt

Sch

mel

z-E

ntha

lpie

Ver

dam

pfun

gs-E

ntha

lpie

eV eV K K kJ/mol kJ/mol Argon 15,76 ----- 39,95 84 87 1,18 6,43 Stickstoff 14,53 9,85 14,01 63 77 0,36 2,79 Sauerstoff 13,61 5,16 16,00 56 90 0,22 3,41 Wasserstoff 13,60 4,51 1,01 14 21 0,059 0,449 Aluminium 5,98 ----- 26,98 933 2740 10,67 293,7 Magnesium 7,65 ----- 24,31 924 1380 8,95 128,7 Mangan 7,43 ----- 54,94 1533 2424 14,64 219,7

In Bild 6.24 sind ausschließlich Linien vom Magnesium zu sehen. Das Multiplet

Mg0 277,7 nm - 278,3 nm3 liegt in der Flanke der sich anschließenden Ionenlinien

Mg1 279,1 nm, 279,8 nm und 281,0 nm, zwischen denen die deutlich selbstumge-

kehrten Resonanzlinien Mg1 279,6 nm und 280,3 nm zu erkennen sind. Da deren

Überlagerung nicht aufzulösen ist und eine noch höhere Auflösung mit dem

Versuchsaufbau nicht möglich ist, werden diese Ionenlinien nicht ausgewertet.

Es folgt zu höheren Wellenlängen hin die sehr stark selbstumgekehrte Resonanzlinie

Mg0 285,2 nm des neutralen Magnesiums, die vom Grundniveauterm ausgeht. Da

hierfür keine üblichen Auswerteverfahren einsetzbar sind, wird diese in der Aus-

wertung nicht berücksichtigt. Die rechts hiervon bei 291,7 nm liegende Linie kann

nicht eindeutig identifiziert werden, da hier mehrere Linien übereinander liegen.

Zur rechten Seite des Spektrums hin liegen in Bild 6.24 zwei weitere Linien, die

Ionenlinien Mg1 292,9 nm und 293,6 nm. Letztere wird von mehreren Mg0-Linien

überlagert und ist daher für eine Auswertung nicht geeignet.

3 Anmerkung:

In der Indizierung entspricht der Index 0 dem neutralen (angeregten, aber nicht ionisierten) Zustand

und der Index 1 dem angeregten einfach ionisierten Zustand.


275 280 285 290 295

0

1

2

3

Mg 0 2

91,5

Mg 1 2

93,6

Mg 0 2

92,6

-294

,1Mg1 279,1-280,3

Resonanzlinien

Mg 0 2

85,2

Res

onan

zlin

ie

Mg 1 2

92,9

Mg 0 2

77,7

-278

,3

Inte

nsitä

t I /

103 W

cm-2nm

-1sr

-1


Bild 6.24: Hochaufgelöstes Spektrum mit den identifizierten Linien (ausgewertete Linien sind fett markiert), 1.800 Linien/mm, λMitte = 285 nm

380 385 390 395 400

0

2

4

6

8

10

12

14

Al0 3

94,5

Res

onan

zlin

ie

Mg0 382,9-383,8Al

0 396

,2

Inte

nsitä

t I /

103 W

cm-2nm

-1sr

-1


Bild 6.25: Hochaufgelöstes Spektrum mit den identifizierten Linien (ausgewertete Linien sind fett markiert), 1.800 Linien/mm, λMitte = 390 nm

Aus Bild 6.25 wird ersichtlich, dass eine deutliche Selbstumkehr aller Linien des

Tripletts Mg0 382,9 nm, 383,2 nm und 383,8 nm vorliegt. Die nicht von einem


Grundniveauterm ausgehenden Linien zeigen ausgeprägte Kuppen, so dass sie für

Temperaturbestimmung mit der Methode nach BARTELS geeignet sind.

Im weiteren Verlauf zu höheren Wellenlängen hin liegen die zwei Linien des

neutralen Aluminiums Al0 394,4 nm und 396,2 nm. Während hier erstere vom

Grundniveauterm ausgeht, bezieht sich letztere auf ein etwas über dem Grundniveau

liegendes Zwischenniveau.

Es folgen Mg1 448,1 nm und das Triplett Mg0 516,7 nm, 517,3 nm und 518,1 nm, die

lediglich mit einer niedrigen spektralen Auflösung (Gitter mit 300 Linien/mm)

aufgenommen worden sind, Bild 6.26. Die bei ca. 470 nm liegende Molekülbande

wird nicht ausgewertet, da sie mit dem in dieser Arbeit verwendeten Messsystem

nicht ausreichend auflösbar ist.

400 425 450 475 500 525 550

0

1

2

3

4Mg0 516,7-518,4

Mg 1 4

48,1

Inte

nsitä

t I /

103 W

cm-2nm

-1sr

-1


Bild 6.26: Spektrum mit den identifizierten Linien (ausgewertete Linien sind markiert), 300 Linien/mm, λMitte = 480 nm

Zum IR-Bereich hin liegen zwischen 700 nm und 850 nm diverse Argonlinien, von

denen lediglich die drei bezeichneten Ar0 738,4 nm, 763,7 nm und 772,2 nm, für die

weitere Auswertung geeignet sind, da sie bei der niedrigen Auflösung ohne

Überschneidung mit anderen Linien auftreten, Bild 6.27.

In dem gesamten untersuchten Spektralbereich sind keine Linien vom ionisierten

Aluminium aufgefunden worden, obwohl die Ionisierungsenergie von Aluminium


5,98 eV gegenüber 7,65 eV für Magnesium beträgt. Die Al1-Linien liegen

überwiegend unterhalb der hier betrachteten Grenze von 275 nm, doch trotz ihrer

hohen relativen Intensität und hohen Übergangswahrscheinlichkeit sind Al1 281,1 nm

und Al1 388,8 nm nicht sichtbar geworden.

700 725 750 775 800 825 850

0,0

0,5

1,0

1,5

2,0

Ar0 7

63,5

Ar0 7

38,4

Ar07

72,4

Inte

nsitä

t I /

103 W

cm-2nm

-1sr

-1


Bild 6.27: Spektrum mit Argon Linien (ausgewertete Linien sind markiert), 300 Linien/mm, λMitte = 770 nm

Wegen der gegenüber Metallen mehr als doppelt so hohen Ionisierungsenergie von

15,76 eV ist das Auftreten von Argon-Ionenlinien ebenfalls unwahrscheinlich. So tritt

Ar1 434,8 nm mit der in diesem Bereich höchsten relativen Intensität und höchsten

Übergangswahrscheinlichkeit nicht erkennbar auf.

Damit deutet sich bereits aus den Ergebnissen dieser Linienidentifikation an, dass

Magnesium trotz seines geringen Legierungsanteils von 5 % die Eigenschaften des

Lichtbogenplasmas maßgeblich beeinflusst.

In der gesamten Breite des untersuchten Spektralbereiches treten somit die Linien,

die für eine weitere Auswertung geeignet sind, für folgende Spezies auf:

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

Aluminium: eine Linie von Al0

Argon: drei Linien von Ar0


Die plasmaphysikalischen Daten aller weitergehend auswertbaren Linien sind

zusammenfassend in Tabelle 6.4 dargestellt, Termschemata bzw. Grotrian-

Diagramme mit den dazugehörigen Energieniveaus s. Anhang Kap. 8.2).

Tabelle 6.4: Plasmaphysikalische Daten zu den untersuchten Linien

Spezies

Wellen-länge

/NIST98/ Übe

rgan

gs-

wah

rsch

ein-

lichk

eit /

NIS

T98/

ober

es s

tatis

-tis

ches

Gew

icht

/C

RC

**/

Anre

gung

s-en

ergi

e

/NIS

T98/

Elektronen-konfiguration

/NIST98/

Integrations-grenzen für das

Linienprofil λ/nm Anm/108 s-1 g En/cm-1 ∆λ/nm

Mg0 277,6690 1,312 5 57874 277,8271 1,775 3 57833 277,9820 1,314 3 57833 277,9834 3,952 5 57874 3s3p - 3p2 277,3-278,6 278,1416 5,313 1 57813 278,2971 2,176 3 57833

Σ 278,0 5,2 9 57854 382,9355 0,8902 3 ---- 383,2299 0,6666 3 383,6-383,7 383,2304 1,2 5 47957 3s3p - 3s3d 383,8290 0,0445 3 384,2-384,3 383,8292 1,594 7 383,8295 0,3996 5 516,7321 0,0767 517,2684 0,3291 3 41197 3s3p - 3s4s 505,3-530,4 518,3604 0,5464

Mg1 292,8633 1,2 2 69805 3p - 4s 292,6-293,4 448,1126 2,280 448,1150 0,1524 14 93800 3d - 4f 445,7-450,7 448,1325 2,152

Al0 396,1520 1,01 2 25348 3s2 ( 1S)3p - 3s2 ( 1S)4s

395,6-397,0

Ar0 738,3980 0,0874 5 107290 3s2 3p5 ( 2P°3/2)4s - 3s2 3p5 ( 2P°1/2)4p

736,0-741,1

763,5105 0,274 5 106238 3s2 3p5 ( 2P°3/2)4s - 3s2 3p5 ( 2P°3/2)4p

759,9-767,5

772,3760 0,0564 3 106087 3s2 3p5 ( 2P°3/2)4s - 3s2 3p5 ( 2P°3/2)4p

770,0-774,9

772,4207 0,1271 3 107496 3s2 3p5 ( 2P°1/2)4s - 3s2 3p5 ( 2P°1/2)4p


6.4.2 Radiale Flächenstrahldichteprofile In der weiteren Auswertung werden verschiedene Verfahren zur Bestimmung der

radialen Temperaturprofile verwendet und die Ergebnisse miteinander verglichen.

Für diese Methoden sind als vorbereitende Arbeiten in der Auswertung die absolute

Kalibrierung der Spektren, die Überprüfung der optischen Dichte, die Integration über

die Linienprofile und die Transformation nach der Methode von ABEL notwendig und

werden daher im Folgenden dargestellt.

6.4.2.1 ABSOLUTE KALIBRIERUNG Aus den gemessenen Intensitätsverteilungen werden die Flächenstrahldichte-

verteilungen durch Kalibrierung mit Strahlungsnormalen berechnet. Dazu werden die

gemessenen Intensitäten von zwei Normalstrahlern vermessen, vgl. Kap. 5.6.4.3:

1. für λ > 350 nm: Wolframbandlampe Nr. 330, I = 13,180 A, Tschwarzer Körper = 2600 K (Herstellerangabe)

2. für λ < 350 nm: Xenon-Plasma-Blitzlampe, 400 torr, I = 1,1 kA, Tschwarzer Körper = 12000 K ± 1,5%

Die verwendeten Belichtungszeiten der Kalibrierlichtquellen und der Messungen am

Lichtbogen sind in Tabelle 6.5 für alle betrachteten spektralen Bereiche dargestellt.

Für einen Vergleich der beiden unterschiedlichen Methoden sind mit beiden

Kalibriernormalen überschneidende Aufnahmen bei einer Gitterstellung mit der

Mittenwellenlänge 390 nm gemacht worden.

Die absolute Kalibrierung aller Spektren wird wie folgt durchgeführt:

eraturNormaltempt

teStahldichtteStrahldich

ahldichteFlächenstr absolutengKalibrieru

Messung

ngKalibrieru

Messung ⋅⋅=

Die Messung der Normal-Flächenstrahldichten von der Wolframbandlampe und der

Xenon-Plasma-Blitzlampe erfolgt mittels einer Abbildung des Messobjektes auf den

Eingangsspalt des Polychromators mit dem gleichen Versuchsaufbau wie zur

Messung der Intensitätsspektren des Lichtbogens.


Tabelle 6.5: Belichtungszeiten für die absolute Kalibrierung mit einer Wolframbandlampe und einer Xenon-Plasma-Blitzlampe

λMitte Kantenfilter Gitter tKalibrierung tMessung nm nm Linien/mm µs µs

Wolframband Xenon-Plasma Lichtbogen 285 --/-- --/-- 3 1 390 --/-- 160.000 0,7 1 555 400 1800 560.000 15 560 --/-- 12.000 10/30 790 600 20.000 300 285 --/-- --/--

--/-- --/-- --/--

0,1 0,15 0,3 0,7

--/--

390 --/--

300

1.000 2.000 5.000 7.000

0,1

0,1/0,05

480 --/-- 400 800

0,05

555 400 800 0,1 600 --/-- 200

250 300

0,3

770 600 350 1

6.4.2.2 ÜBERPRÜFUNG DER OPTISCHEN DICHTE Während für das Verfahren nach BARTELS die absolut kalibrierten

Kuppenstrahldichten von Linien aus optisch dicker Schicht verwendet werden,

werden zur Berechnung der Emissionskoeffizienten Linien ausgewertet, die aus

optisch dünner Schicht stammen. Zur Anwendung der letzteren Methode ist es

notwendig, die Volumenstrahldichte durch die so genannte inverse ABEL-

Transformation zu berechnen, /Neu67/.

Voraussetzung hierfür ist, dass der Absorptionsanteil weniger als 5 % beträgt.

Hinsichtlich der in Tabelle 6.4 ausgewählten Linien ist mit der Abschätzung der

optischen Dichte nach dem Verfahren ROMPE/STEENBECK /RS67/ (Kriterium 4 und

5) von einer hinreichend geringen Absorption auszugehen.


Darüber hinaus gilt nach LOCHTE-HOLTGREVEN /LOC95/ die Selbstabsorption mit

folgender Abschätzung als vernachlässigbar für eine gemessene Strahlungsdichte:

trahlerschwarzerSgemessen εε ⋅≤ 1,0

Die einfache Überprüfung mittels Verwendung eines rückseitig des Lichtbogens

aufgestellten Spiegels kann in dem verwendeten Aufbau nicht eingesetzt werden, da

die Zugänglichkeit durch die Spannelemente zu Probenaufspannung verhindert wird.

6.4.2.3 INVERSE ABELTRANSFORMATION Die im Rahmen der Spektroskopie durchgeführte optische Strahlungsmessung der

aus dem Lichtbogen emittierten Strahlung basiert auf einer zweidimensionalen Pro-

jektion des dreidimensionalen Lichtbogens.

In den gemessenen Intensitätsspektren, die wie in Kap. 6.4.2 beschrieben als

absolute Flächenstrahldichten kalibriert werden, ist die gesamte emittierte Strahlung

in Tiefenrichtung, d. h. senkrecht zur Aufnahmeebene akkumuliert. Für die weitere

Auswertung wird jedoch die radial verteilte Volumenstrahldichte benötigt. Zur Rekon-

struktion des dreidimensionalen Objektes, beschrieben durch die Funktion ),,( Θϕrf ,

aus einer zweidimensionalen Projektion, der Flächenstrahldichte ),,( zyxh , wird die

inverse ABEL-Transformation entsprechend angewandt, Bild 6.28.

Bild 6.28 Geometrischer Zusammenhang zwischen Radialverteilung f(r) und der Querverteilung h(y)


Mit der Annahme einer radialen Zylindersymmetrie sowie bei einer zur Symmetrie-

achse senkrechten Beobachtung, wie es bei der hier durchgeführten „side-on“-

Beobachtung des Lichtbogens in guter Näherung zutrifft, kann die Radialverteilung

wie folgt berechnet werden:

mit constzyxzyxf == ),,(),,( ε und für constzr =, gilt für die Radialverteilung:

( )22

)(1)(ry

dydy

yhdrR

r −= ∫π

ε (11)

Da sowohl die Differentiation als auch die Integration nur für bekannte, analytisch

beschreibbare Funktionen direkt vollzogen werden kann, hier jedoch ausschließlich

Wertepaare vorliegen, wird das numerische Verfahren nach W. Neumann verwendet,

/Neu67/ .

Die Durchführung der hier beschriebenen ABEL-Transformation ist ausschließlich für

optisch dünne Linien geeignet, bei denen die Absorption gegenüber der Emission

vernachlässigbar ist, d.h. < 5 % ist, vgl. Kap. 6.4.2.

Zur Berechnung der Radialverteilungen von Teilchendichten und Temperaturen

werden damit für die in Tabelle 6.4 ausgewählten Spezies nach einer Integration

über das Linienprofil berechnet. Dazu wird über die jeweiligen vollständigen

Linienprofile integriert. Zur Definition der Integrationsgrenzen in Wellenlängen-

richtung wird ein geeignetes Lorentz-Profil in den Untergrund hineingelegt bzw.

extrapoliert, so dass die Integralfläche dem Lorentz-Flächenprofil bis auf den Grund

entspricht.

Für die Berechnung der Volumenstrahldichte werden somit das rechte und das linke

Radialprofil jeweils getrennt geglättet, Abel-transformiert und anschließend ein

gemitteltes Profil bestimmt.

In Bild 6.29 und Bild 6.30 sind die radialen Volumenstrahldichteprofile für die optisch

dünnen Linien dargestellt. Aus der Übersicht geht hervor, dass in allen Profilen die

Strahldichten der Mg-Linien für die sauerstoffhaltigen Schutzgase über denen der

stickstoffhaltigen liegen, wohingegen die für Reinargon am niedrigsten sind.

Bemerkenswert sind die Zwischenminima in den zur Lichtbogenmittelachse

annähernd linear ansteigenden Volumenstrahldichteprofilen der neutralen Linien


(links im Bild), während bei den Profilen der Ionenlinien (rechts) ein außermittiges

Maximum auftritt.

neutrales Magnesium ionisiertes Magnesium

0 1 2 3 40

50

100

150

200

250

300

0 1 2 3 40

10

20

30

40

50

60

0 1 2 3 40

5

10

15

20

25

30

0 1 2 3 40

75

150

225

300

375

450

Mg0 517 nm

Lichtbogenradius / mm

Mg1 293 nm

Mg1 448 nm

Argon Ar + 0,1% N2 Ar + 0,1% O2


Mg0 278 nm

Vol

umen

stra

hldi

chte

/ 10

6 Wm

-3 s

r-1

Bild 6.29 Radialprofile der absoluten Volumenstrahldichten von Magnesium, 1,0 mm Drahtdurchmesser

Für alle Schutzgase liegt beim Profil der Linie Mg0 517 sowie ebenso für Stickstoff-

Zumischung bei Mg0 278 die Position der Zwischenminima bei 0,25 mm, wohingegen

für Argon und Sauerstoff-Zumischung bei Mg0 278 das Minimum radial weiter außen

auf 0,5 mm verlagert ist.

Eine Ursache für diesen Versatz liegt in der nicht gleichzeitigen Messung. Zum einen

schwankt die Ausbildung des hellen Lichtbogenkerns aufgrund stochastischer

Prozessschwankungen selbst. Andererseits ändert sich die Position der

anodenseitigen Elektrodendrahtspitze im Lichtbogen, da jeder Tropfenübergang

stochastisch veränderlich ist und somit auch die Lichtbogenlänge sich ändert. Hinzu

kommt die Trägheit des Regelverhaltens des Lichtbogenlängenreglers, der in

Abhängigkeit von der Lichtbogenspannung die Frequenz und den Grundstrom mit

einer Regelreaktionszeit regelt, die größer als die Periodendauer ist. Darüber hinaus

erfolgt nach jeder Aufnahme eines Spektrums eine Speicherung der Messdaten und,


falls erforderlich, ein Ausrichten des Beugungsgitters, der Aufnahmeoptik sowie das

Wechseln des Schutzgases. Infolgedessen ist durch die unterbrochenen

Schweißungen hinsichtlich der Höhenposition des Messebene mit einer Toleranz von

etwa +/- 0,5 mm zu rechnen.

Als Fehlerabschätzung folgt hieraus ein Fehler von 5 % für die Auswertung.

Eine gleichzeitige hochauflösende Messung in allen betrachteten Spektralbereichen

war mit dem verwendeten Aufbau nicht möglich.

Es wurden daher jeweils die Linien Mg0 278 und Mg1 293 (oben in Bild 6.29) sowie

die Linien Mg0 517 und Mg1 448 (unten in Bild 6.29) gleichzeitig und somit auch mit

der gleichen Gitterstellung aufgenommen.

In Bild 6.30 sind die Volumenstrahldichteprofile der nicht ionisierten Elemente

Aluminium und Argon dargestellt. Für Aluminium stellt sich ein ähnliches Profil wie

bei Magnesium mit einem linearen Anstieg von etwa 2 mm zum Kern hin ein, der von

einem Zwischenminimum bei 0,25 mm unterbrochen wird. Dagegen ist das

Radialprofil von Argon gekennzeichnet durch einen flachen zweistufigen Anstieg vom

Rand bis etwa 2,5 mm und anschließend bis etwa 1,2 mm, sowie von diesem radial

außermittig gelegenen Maximum mit einem ebenfalls linearen Abfall zum

Lichtbogenkern hin.

0 1 2 3 40

5

10

15

20

25

30

0 1 2 3 40

1

2

3

4

5

6

Argon Ar + 0,1% N

2 Ar + 0,1% O

2

Al0 396 nm

Volu

men

stra

hldi

chte

/ 10

6 Wm

-3 s

r-1

Lichtbogenradius / mm Lichtbogenradius / mm

Ar0 764 nm

Bild 6.30 Radialprofile der absoluten Volumenstrahldichten von nicht-ionisiertem Aluminium und Argon, 1,0 mm Drahtdurchmesser

Bemerkenswert ist, dass das Zwischenminimum für Aluminium bei etwa 0,25 mm an

gleicher radialer Position liegt, wie bei den nicht ionisierten Magnesiumprofilen beim

Schutzgas Reinargon sowie auch mit Sauerstoffzumischung. Dieses deutet ebenfalls

darauf hin, dass ein Versatz in der Aufnahme vom Spektrum mit Stickstoff-


zumischung bei einer Mittenwellenlänge von 285 nm auf unterschiedliche axiale

Ausrichtung im Vergleich zu allen anderen Aufnahmen zurückzuführen ist.

6.4.3 Temperaturprofil aus der Methode nach Bartels Die Methode nach Bartels /Bar49/ ermöglicht eine Temperaturbestimmung direkt aus

der sogenannten Kuppenstrahldichte von Linienstrahlung, die aus optisch dicker

Schicht stammt. Diese Methode basiert auf der Auswertung des Absorptionsgrades,

wonach die Temperatur aus der Höhe der Strahldichte an den Kuppen von

selbstabsorbierten Linienprofilen wie folgt bestimmt wird.

Diese Methode erfordert eine monoton aus der Lichtbogenmitte abfallende

Strahldichte und es dürfen keine Resonanzlinien, d.h. von Grundtermniveau

ausgehende Linien, ausgewertet werden.

Mit der unteren und oberen Anregungsenergie Em und En folgt aus der

Kuppenstrahldichte:

*)(maxvMvK pYMSL = (12)

und mit n

mEEM = ,

⎥⎥

⎦

⎤

⎢⎢

⎣

⎡

+=

2

2

21arctan6*

MMp

π, 2

max *264,0736,0 pY += die Gleichung

für die Maximaltemperatur:

( )

⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡++

=

vK2

nm

5

2max1*264,0736,021ln

1B

LpEEchk

chT

λ

λ (13)

Hier werden die Kuppenstrahldichten der Linien aus dem selbstumgekehrten Linien-

Triplett Mg0 382,9 –383,8 nm ausgewertet und die Temperatur mit der Bartels-

Methode jeweils separat für die linke und rechte Kuppe der Linien Mg0 383,3 nm und

Mg0 383,8 nm durchgeführt. Die Linie Mg0 382,9 nm wird nicht ausgewertet, da bei

ihr die Kuppen lediglich im inneren Lichtbogenbereich deutlich unterscheidbar sind.

Aus den Radialverläufen der Kuppenstrahldichten ergeben sich für die drei unter-

schiedlichen Schutzgaszusammensetzungen ähnliche Temperaturprofile, Bild 6.31.

Von einem außermittig liegenden Temperaturmaximum von etwa 11500 K bis

12000 K fällt die Temperatur um maximal etwa 500 K zur Lichtbogenmittelachse ab.


Das Temperaturmaximum liegt für Reinargon mit 11300 K bei etwa 0,8 mm, während

es bei 0,1 % Aktivgaszumischung mit 11600 K für Stickstoff und 11900 K für

Sauerstoff um 0,2 mm weiter innen liegt. Nach außen ist das Temperaturprofil bei

Sauerstoffzumischung etwa 0,4 mm breiter als bei Stickstoffzumischung und bei

Reinargon.

Radial

0 1 2 3 40

6.000

8.000

10.000

12.000

14.000

Lichtbogenradius r / mm

Argon Ar + 0,1% N2 Ar + 0,1% O2

Tem

pera

tur T

/ K

Axial

0 1 2 3 4 5 6 7 8 90

6.000

8.000

10.000

12.000

14.000 Argon Ar + 0,1% N2 Ar + 0,1% O2

Tem

pera

tur T

/ K

Lichtbogenlänge l / mm

Bild 6.31 Radial- und Axial-Temperaturverläufe aus der Berechnung mit der Methode nach Bartels für 1,0 mm dicken Elektrodendraht

Als Bedingung für die Verwendung der Methode nach BARTELS wird ein radial

monoton vom Bogenkern nach außen abfallender Temperaturverlauf vorausgesetzt.

Schmelzbad Elektrode


Daher ist mit den oben dargestellten Ergebnissen eines nicht zentral liegenden

Temperaturmaximums zumindest die quantitative Aussagefähigkeit problematisch.

Dennoch soll die Größenordnung der Maximaltemperatur als Vergleich für die

weitere Untersuchung dienen.

Aus dem axialen Verlauf wird ersichtlich, dass bei Reinargon die Temperatur etwa

500 K geringer und die Lichtbogenlänge etwa 1 mm länger gegenüber Argon mit

0,1 % Sauerstoffzumischung ist. Letzteres Ergebnis entspricht den Ergebnissen aus

den Untersuchungen mit der Hochgeschwindigkeitsfilmtechnik in Kap. 6.3.1. Hier

wurde ein um 1,5 mm kürzerer Lichtbogen bei 0,1 % Sauerstoff und 1,8 mm bei

Stickstoff beobachtet, vgl. Bild 6.16.

6.4.4 Temperaturprofile aus der relativen Methode Aus dem Emissionskoeffizienten lässt sich für jede Spezies aus der emittierten

Strahlung εnm bei Kenntnis der Temperaturverteilung T(r) und den in Tabelle 6.4

zusammengestellten plasmaphysikalischen Daten die radial verteilte Teilchendichte

als ( )rna bestimmen, vgl. Kap.6.4.1.1.

6.4.4.1 QUOTIENT AUS EMISSIONSKOEFFIZIENTEN MIT GLEICHEM IONISIERUNGSGRAD

Mit der relativen Methode lässt sich die zunächst unbekannte Temperaturverteilung

aus dem Quotienten zweier Emissionskoeffizienten der gleichen Spezies und

gleichen Ionisationsgrades z berechnen, da hier die unbekannte, aber in beiden

Fällen gleiche Teilchendichte an aus dem Quotienten heraus fällt.

Aus dem Quotienten der Emissionskoeffizienten b

aεε folgt somit die Temperatur:

⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛+⎟

⎠

⎞⎜⎝

⎛

−=

abb

baa

nm

nm

a

bB

ba

AgAg

k

EET

λλ

εε

n

nlnln

mit z: ⎩⎨⎧

⎭⎬⎫

==

IonbIona

oder ⎩⎨⎧

⎭⎬⎫

==

AtombAtoma

(14)

Damit lässt sich die radiale Temperaturverteilung T(r) direkt aus dem Quotienten der

beiden Emissionskoeffizienten bestimmen.

Für diese Methode ist eine möglichst große Differenz zwischen den Anregungs-

energien der ausgewählten Linien erforderlich, um den Fehlereinfluss aus der

Quotientenbildung klein zu halten.


Diese Methode wird für das Multiplet Mg0 278,0 nm und das Triplett Mg0 516,7, 517,3

und 518,1 nm sowie für Mg1 292,9 und Mg1 448,1 nm angewendet, Bild 6.32. (In der

weiteren Auswertung wird bei der Zuordnung der Linien auf die Nachkommastelle in

der Wellenlängenangabe verzichtet).

In den aus den Strahldichten der nicht ionisierten Spezies ermittelten

Temperaturverteilungen liegen die Temperaturen für Argon und

Sauerstoffzumischung mit Maxima bei etwa 18000 K wesentlich höher als für

Stickstoffzumischung mit 13000 K.

Wie bereits in Bild 6.29 ersichtlich sowie auch in Kap. 6.4.2 erläutert, liegt dieser aus-

geprägte Unterschied bei der Temperaturverteilung in dem radialen Versatz der

beiden Strahldichteprofile von Mg0 278 und Mg0 517 begründet. Über die

Quotientenbildung werden daher kleine Fehler in der radialen Zuordnung der Strahl-

dichtprofile außerordentlich verstärkt und führen zu großen Fehlern bei der

Temperaturberechnung. Dieses trifft in diesem Fall insbesondere auf Profile von

Reinargon und vom sauerstoffhaltigen Schutzgas zu.

Bezogen auf das Zwischenminimum der neutralen Intensitäts-Profile, sind die Profile

neben dem radialen Versatz für die betrachteten Linien insgesamt sehr

unterschiedlich. An den Rändern der Profile wirken sich Fehler bei geringen

Intensitäten wie auch bei großen Gradienten sehr stark aus. Selbst dazwischen in

dem Bereich der ansteigenden Flanke zwischen etwa 2 mm und 1 mm sind die

Anstiegsgradienten der beiden Profile verschieden. Bei Mg0 278 tritt ein eher

schwächer werdender und bei Mg0 517 ein zunehmend steilerer Anstieg auf, so dass

insbesondere hier eine Fehlerverstärkung vorliegt.

Dieser Fehler ist in den aus den Ionenstrahldichten bestimmten Temperatur-

verteilungen in Bild 6.32 wesentlich geringer, da hier der radiale Versatz der

jeweiligen Strahldichteprofile geringer ist.

Als Ursachen für diese Abweichungen sind neben einer zunehmenden Absorption

das Glätten bei der Berechnung der Volumenstrahldichten und bei der Abelinversion

sowie Positionsänderungen des Lichtbogens bei nicht gleichzeitig durchgeführten

Aufnahmen zu nennen.


Reinargon Argon + 0,1% N2 Argon + 0,1% O2

0 1 2 3 46.000

8.000

10.000

12.000

14.000

16.000

18.000

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4


Mg0 517/Mg0 278 Mg1 448/Mg1 293

Tem

pera

tur /

K


Bild 6.32 Radiale Temperaturverteilung, relative Methode mit dem Quotienten aus den Emissionskoeffizienten mit gleichem Ionisierungsgrad, Lichtbogenmittelachse bei r = 0, Elektrodendrahtdurchm. 1,0 mm.

Als Ergebnis ist festzustellen, dass auch mit dieser Berechnungsmethode ein

Temperaturmaximum radial außerhalb der Lichtbogenmittelachse bei etwa

1,6 ... 1,9 mm wie bereits bei den mit der Bartelsmethode berechneten

Temperaturverteilungen hervortritt. Im Vergleich zur Bartelmethode wird hier ein

ausgeprägter Temperaturabfall zur Lichtbogenmitte sichtbar.

Zum Lichtbogenrand hin sind die Radialprofile abgeschnitten, da dort die

Abweichungen bzw. Fehler sehr groß werden. Dennoch ist mit dieser recht einfachen

Methode zum einen ein grobes Temperaturniveau ermittelbar, und andererseits

werden die mit der Methode nach Bartels ermittelten Temperaturen in Kap. 6.4.3

zumindest durch diese relative Auswertung der Emissionskoeffizienten von den

Profilen des ionisierten Magnesiums bestätigt. Ebenso wird mit dieser Methode das

radial außermittig liegende Temperaturmaximum nachgewiesen.

Bessere Ergebnisse sind mit dieser Methode zu erwarten, wenn die jeweils

ausgewerteten Spektrallinien in demselben Aufnahmefenster liegen und damit unter

identischen Bedingungen aufgenommen werden.


6.4.4.2 QUOTIENT AUS EMISSIONSKOEFFIZIENTEN MIT UNTER-SCHIEDLICHEM IONISIERUNGSGRAD

Mit größerer Differenz der Anregungsenergien durch Bildung des Quotienten aus

zwei Emissionskoeffizienten des gleichen Elementes wird die Qualität der Teilchen-

dichte- bzw. Temperaturberechnung erheblich verbessert. Im Fall von unterschied-

lichen Ionisierungsgraden kommt darüber hinaus für Ionen zur Anregungsenergie der

jeweiligen Spezies gegenüber dem nicht ionisierten Zustand noch die Ionisierungs-

energie Ez hinzu. Damit wird der Quotient aus den Emissionskoeffizienten von Linien

mit unterschiedlichem Ionisierungsgrad z wie folgt ausgewertet.

Aus dem Quotienten der Emissionskoeffizienten 1

0εε folgt für z =

⎩⎨⎧

⎭⎬⎫

==

IonAtom

10

die

Elektronendichte:

( ) ⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ +−−

== Tk∆EEEE

Be

nnn

nmn Bzz

eh

TkmπλAgλAg

εε

nn10

011

100

0

131e

23

22 (15)

Die Erniedrigung der Ionisationsenergie ∆Ez wird nach LOCHTE-HOLTGREVEN

/Loc95/ unter Verwendung des Debye-Radius nach GRIEM /Gri64/ abgeschätzt. Mit

dem Einsetzen in die SAHA-EGGERT-Gleichung:

( ) ⎟

⎠

⎞⎜⎝

⎛ −

== TkE

Bm

Bz

eh

Tk

UU

nn

nnn

3N

1

0

a

2e

a

e123

Ae2

2π

(16)

lässt sich nun unter Vorgabe der Elektronendichte ne die Teilchendichte im

Grundzustand:

( )

⎟⎠

⎞⎜⎝

⎛

= TkE

Bm

Bz

eTk

hUU

nn23

Ae

N

3

1

02ea

221

π (17)

bestimmen, bzw. umgekehrt die Temperatur bei Kenntnis der Teilchendichten. Da

die Qualität der bisher in Kap. 6.4.3 und Kap. 6.4.4 bestimmten Temperaturverläufe

kaum für eine weitere Verarbeitung geeignet ist, wird im folgenden Kapitel ein


geschlossenes nichtlineares Gleichungssystem entwickelt und diese Methode

anschließend weitergeführt.

6.4.5 Plasmazusammensetzung und Temperaturprofil aus dem nichtlinearen Gleichungssystem

Mit der bisher schrittweise durchgeführten Berechnung der unbekannten Teilchen-

dichte- und Temperaturverläufe pflanzen sich Fehler weiter fort und verstärken sich

z.T. erheblich, wie in Kap. 6.4.4 diskutiert. Demgegenüber hat eine iterative Lösung

eines Gesamtgleichungsystems für alle Unbekannten den Vorteil, dass für alle

Gleichungen eine Lösung mit kleinstem Fehler, z. B. nach Methode des kleinsten

Fehlersummenquadrates, ermittelt werden kann. Im Folgenden wird daher ein

Gleichungssystem entwickelt, mit dem die Teilchendichten aller Spezies und der

Temperatur berechnet werden wird.

6.4.5.1 DEFINITIONEN FÜR DAS NICHTLINEARE GLEICHUNGSSYSTEM Für einen unter Umgebungsdruck frei brennenden Lichtbogen gilt die ideale

Gasgleichung:

Pa01 5

ii ≡= ∑∑ Tknp (18)

Es werden für alle Elemente sowohl die Teilchendichten der Neutralen wie auch die

der Ionen angesetzt. Hiermit, sowie unter Voraussetzung der Quasineutralität:

111 MAlAr1e gnnnnn ++== (19)

gilt das DALTONsches Gesetz:

( )kTpnnnnnnn 0

MgAlArMgAlArges 111 000 2 =+++++= (20)

Damit erhält man nun neben den Emissionskoeffizienten aus den Messungen für alle

radial bestimmten Volumenstrahldichten sowie der SAHA-EGGERT-Gleichungen für

die Ionendichten zwei zusätzliche Gleichungen.

Da aus den spektroskopischen Messungen auswertbare Radialverläufe als

gemessenes Ergebnis lediglich für die Spezies Mg1, Mg0, Al0, und Ar0 vorliegen, nicht

jedoch für das ionisierte Aluminium Al1 und Argon Ar1, wird das Gleichungssystem

zweistufig aufgebaut, Tabelle 6.6. Diese Vorgehensweise ist notwendig, da


ansonsten das Gleichungssystem mit insgesamt acht Unbekannten über das

verwendete Verfahren nicht zu konvergenten Lösungen führt.

Im ersten Schritt wird ein Gleichungssystem unter Voraussetzung der Annahme

entwickelt, dass ausschließlich Magnesium mit der Teilchendichte nMg1 und Argon als

ne - nMg1 ionisiert werden. Im zweiten Schritt werden die Ionendichten von Aluminium

nAl1 und Argon nAr1 sowie eine verbesserte Elektronendichte ne* und eine verbesserte

Temperatur T* durch Einsetzten der Ergebnisse aus dem ersten System berechnet.

Tabelle 6.6: Übersicht der gegebenen und berechneten Parameter, jeweils als Radialverläufe ( „*“ kennzeichnet die verbesserten Ergebnisse des zweiten Schrittes gegenüber dem ersten)

gemessene Volumenstrahldichten εMg1 εMg0 εAl0 εAr0

1. Schritt nMg1 nMg0 nAl0 nAr0 ne T berechnete Teilchendichten, Temperatur 2. Schritt nAl1 nAr1 ne* T*

Die zwei, im ersten Schritt zusätzlich benötigten Gleichungen werden - bei Vorgabe

der vier gemessenen Volumenstrahldichten - über zwei SAHA-EGGERT-Ansätze für

Aluminium und Argon bereitgestellt. Hinzu kommen die zwei Gleichungen für die

erweiterten Ansätze aus dem DALTONschen Gesetz und der Quasineutralität.

Die Berechnung und Lösung des Gleichungssystems wird mit der Software

MathCAD /MAT99/ durchgeführt, Auswertungsprogramm s. Anhang Kap. 8.1).

6.4.5.2 TEILCHENDICHTEN UND PARTIALDRÜCKE In Bild 6.33 sind die Ergebnisse aus dem Gleichungssystem in Form der

berechneten radialen Teilchendichteprofile für die drei Schutzgaszusammen-

setzungen dargestellt.

Aus den Radialverläufen geht hervor, dass Ar0 im gesamten Bogenbereich mit etwa

4⋅1024 m-3 eine um 1,5 Größenordnungen höhere Teilchendichte gegenüber den

Metallen besitzt. Die Teilchendichte der Metallionen liegt um etwa eine

Größenordnung über der der Metallneutrale.

Bemerkenswert ist die ebenfalls um etwa eine Größenordnung höhere

Teilchendichte von Magnesium gegenüber Aluminium, obwohl dessen

Legierungsanteil lediglich 5 % beträgt.



0 1 2 3 41E18

1E19

1E20

1E21

1E22

1E23

1E24

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4

Teilc

hend

icht

e / m

-3


Mgo Alo Aro Mg1 Al1 Ar1

e-


Bild 6.33: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Teilchendichteprofile, 1,0 mm Elektrodendrahtdurchmesser

Während die Ionendichte insbesondere für Argon und Magnesium sowie die

Gesamtelektronendichte nach einem außermittig liegenden Maximum zur

Lichtbogenmittelachse hin abfällt, steigt die Dichte der Neutrale nach einem radial

weiter innen liegenden Minimum wieder an.

Im Vergleich mit der Schutzgaszusammensetzung wird aus Bild 6.33 ersichtlich, dass

mit Aktivgaszumischung insbesondere die Teilchendichten von Magnesium- und

Aluminium-Ionen sowie auch vom nicht ionisierten Aluminium um etwa 1⋅1022 m-3

ansteigen, während hinsichtlich des Argons ein Einfluss kaum feststellbar ist.

Unter der Voraussetzung der Gültigkeit der idealen Gasgleichung Tknp ii = lassen

sich aus der Teilchendichte und der Temperatur die Partialdruckprofile bestimmen.

Aus Bild 6.34 wird in linearer Darstellung ersichtlich, dass beim nicht ionisierten

Argon das Partialdruckminimum außermittig bei etwa 1,25 mm liegt, während sowohl

bei Stickstoff- wie auch bei Sauerstoff dieses radial weiter innen bei etwa 1,0 mm

liegt.



0 1 2 3 40,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4

Par

tiald

ruck

/ 10

3 hPa

0 1 2 3 40,00

0,05

0,10

0,15

0,20

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4


Par

tiald

ruck

/ 10

3 hPa

Lichtbogenradius / mm Mgo Alo Aro Mg1 Al1 Ar1

e-


Bild 6.34: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Partialdruckprofile aller Spezies, 1,0 mm Drahtdurchm., unten Ausschnittvergrößerung

Aus der Ausschnittvergrößerung in Bild 6.34 unten, wird die gleiche Tendenz für die

Maxima der Ionen- und der Elektronenpartialdrücke ersichtlich. Gegenüber den

Teilchendichteprofilen wird hiermit noch deutlicher, dass die Partialdrücke der ge-

ladenen Teilchen bei Sauerstoffzumischung um 10 hPa höher sind als bei Stickstoff.

Dieses ist vorrangig auf den höheren Partialdruck des Magnesiums zurückzuführen.



0 1 2 3 40,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4

Par

tiald

ruck

/ 10

3 hPa

0 1 2 3 40,00

0,02

0,04

0,06

0,08

0,10

0,12

0,14

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4

Mg Al Ar Mg + Al

Par

tiald

ruck

/ 10

3 hPa

Lichtbogenradius / mm Lichtbogenradius / mm Lichtbogenradius / mm

Bild 6.35: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Gesamtpartialdruck-profile der Elemente, 1,0 mm Elektrodendrahtdurchmesser, unten Ausschnittvergrößerung, markierter Bereich ist unsicher

Der in Bild 6.35 im Bereich r < 0,2 mm auftretende Anstieg resultiert aus dem für

Aluminium errechneten Profil. Aus Konsistenzgründen muss zur Lichtbogen-

mittelachse bei r = 0 mm die Steigung aller Profile dx/dr = 0 sein und damit jede

Kurve horizontal in die Ordinate einlaufen. Eine Abweichung von dieser Bedingung

deutet auf einen Fehler beim Fitten der radialen Intensitätsverläufe (in Abhängigkeit

von der Auflösung des verwendeten Messsystems) oder auch auf Abweichung von

der Voraussetzung des LTG hin. Die Volumenstrahldichteprofile für Aluminium


wurden an der Linie Al0 396 bestimmt, vgl. Bild 6.30 und Kap. 6.4.2. Ihre Anregung

erfolgt von einem Zwischenniveau, das knapp über dem Grundniveau liegt. Außer

der daneben liegenden, vom Grundniveau ausgehenden Linie Al0 394 ist in dem

gesamten betrachteten Spektralbereich keine weitere Linie vom Aluminium

aufgetreten, auch keine Ionenlinie.

Da bei der Berechnung der Volumenstrahldichten mittels der inversen Abeltrans-

formation vom radial außen liegendem Rand des Lichtbogens zum Zentrum hin

schrittweise integriert wird, kann der übrige Verlauf bei r > 0,2 mm unabhängig von

der im Zentrum vorliegenden Abweichung im weiteren Vorgehen betrachtet werden.

In Bild 6.35 ist für jedes Element die radiale Verteilung der Partialdrucksumme aller

Spezies dargestellt. Hieraus geht hervor, dass sich bei den Metallen gegenüber dem

Schutzgas Reinargon mit Aktivgaszumischung ein im Bereich unterhalb 1,5 mm

insgesamt höherer Partialdruckverlauf einstellt. Bei Argon liegen die Partialdrücke

der Ionen bei etwa 10 % des nicht ionisierten Argons, während im Gegensatz dazu

die Partialdrücke der nicht ionisierten metallischen Teilchen umgekehrt etwa 10 %

der Ionen betragen.


0 1 2 3 40

20

40

60

80

100

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4

rel.

Ione

nant

eil /

%

Lichtbogenradius / mm Mg1 Al1 Ar1


Bild 6.36: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Profile des Ionenanteils aller Elemente, 1,0 mm Elektrodendrahtdurchmesser


Das Maximum des Metalldampfpartialdrucks beträgt bei Argon 95 hPa, mit

Stickstoffanteil 135 hPa und mit Sauerstoffanteil 145 hPa, während der von Argon

mit der Aktivgaszumischung entsprechend niedriger liegt.

Aus der Darstellung des Radialprofils der relativen Ionenanteile in Bild 6.36 wird die

bereits oben beschriebene abnehmende Tendenz für die Teilchendichten bzw.

Partialdrücke der Ionen zur Lichtbogenmittelachse hin verdeutlicht. Es geht hieraus

hervor, dass der Ionenanteil von Argon von einem bei etwa 3 mm liegenden

Maximum zur Lichtbogenmitte hin linear abfällt, während der Ionenanteil der Metalle

von einem an gleicher Stelle liegenden Minimum entsprechend ansteigt.

Bei einem Radius von 0,5 mm beträgt der Ionenanteil von Argon etwa 50 %, von

Magnesium 30 % und von Aluminium 20 %, wobei die Unterschiede zwischen den

Schutzgasen relativ gering sind.

6.4.5.3 IONISIERUNGSGRAD Aus dem in Bild 6.37 gezeigten Radialprofil des Ionisierungsgrads wird für alle

Elemente ebenfalls eine generell abnehmende Tendenz vom außermittig liegenden

Maximum zur Lichtbogenmittelachse hin ersichtlich.


0 1 2 3 40,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4

Mg Al Ar gesamt

Ioni

sier

ungs

rad

Lichtbogenradius / mm Lichtbogenradius / mm Lichtbogenradius / mm

Bild 6.37: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Profile des Ionisierungsgrads aller Elemente, 1,0 mm Drahtdurchmesser


Der Ionisierungsgrad der Metalle beträgt für Aluminium sowie für Magnesium

außerhalb 1,5 mm mehr als 0,95. Bei Magnesium fällt er zwischen 1,5 mm und

0,5 mm von 0,95 auf etwa 0,90 sowie weiter zur Lichtbogenmittelachse hin sehr stark

ab, während für Argon dieser Abfall von etwa 0,10 auf 0,05 in der Lichtbogen-

mittelachse beträgt.

6.4.6 Vergleich der radialen Temperaturprofile Die in Kap. 6.4.4 durchgeführten Temperaturberechnungen mittels des Quotienten

aus zwei Emissionskoeffizienten führten insbesondere bei gleichem Ionisierungsgrad

zu unbefriedigenden Ergebnissen, da die hierzu verwendeten Radialprofile nicht aus

der gleichen Messung stammen und in einem Fall radial leicht versetzt vorliegen, Bild

6.32. Daneben war die relative Methode mit Verwendung von zwei Emissions-

koeffizienten mit ungleichem Ionisierungsgrad nicht ausführbar, da die Elektronen-

dichte als zusätzliche Unbekannte benötigt wird.

Mit den Ergebnissen aus Kap. 6.4.5 werden nun zwei Methoden zur Temperatur-

bestimmung möglich. Zum einen wird das radiale Temperaturprofil direkt als

Ergebnis aus dem Gleichungssystem ermittelt, Bild 6.38. Darüber hinaus lässt sich

das Temperaturprofil durch die in Kap. 6.4.4 beschriebene relative Methode

berechnen, Bild 6.39.

6.4.6.1 TEMPERATURPROFIL AUS DEM GLEICHUNGSSYSTEM In Bild 6.38 sind die Temperaturprofile dargestellt, die aus dem Gleichungssystem

ermittelt worden sind.

Bei allen Schutzgasen tritt an etwa gleicher radialer Position von 1,2 mm bis 1,3 mm

ein Temperaturmaximum auf, das für Reinargon 12.000 K, für Stickstoffzumischung

12100 K und für Sauerstoffzumischung 12250 K beträgt. Mit der höheren Maximal-

temperatur liegt ein steilerer Anstieg der Temperatur ausgehend vom Lichtbogenrand

bei etwa 3 mm bis zum Maximum vor.



0 1 2 3 49.000

10.000

11.000

12.000

13.000

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4

Lichtbogenradius / mm Te aus Gleichungssystem

Tem

pera

tur /

K


Bild 6.38: Aus dem Gleichungssystem errechnete radiale Temperaturprofile, 1,0 mm Drahtdurchmesser

6.4.6.2 TEMPERATURPROFIL AUS DER RELATIVEN METHODE MIT UNGLEICHEM IONISIERUNGSGRAD

Wie bereits in Kap. 6.4.4 dargestellt, lässt sich nun mit den berechneten

Teilchendichteprofilen na bzw. ne aus dem Gleichungssystem das radiale Temperatur-

profil durch die relative Methode über den Quotienten aus Emissionskoeffizienten mit

ungleichem Ionisationsgrad aus der Gleichung für die Teilchendichte im

Grundzustand:

( )

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛

= TkE

Bm

Bz

eTk

hUUnn

23

Ae

N

3

1

22ea

221

π (21)

bestimmen. In Bild 6.39 sind die Ergebnisse dargestellt, die mit dieser Methode für

alle Kombinationen aus den auswertbaren Emissionskoeffizientenprofilen berechnet

worden sind.

Für diese Methode wird hieraus ersichtlich, dass deutliche Abweichungen zwischen

den Ergebnissen aus der Verwendung der unterschiedlichen Emissionskoeffizienten

vorliegen. So tritt beim Schutzgas Reinargon und auch bei Sauerstoffzumischung ein


Temperaturmaximum unterschiedlicher Höhe auf, das in Abhängigkeit von den

jeweils verwendeten Emissionskoeffizienten des nicht ionisierten Magnesiums um

etwa 0,8 mm radial versetzt ist. Lediglich bei Stickstoffzumischung liegen die Profile

näher beieinander. Dieses für stickstoffhaltiges Schutzgas abweichende Verhalten ist

auf den in Kap. 6.4.2 bereits diskutierten Versatz der Profile von Mg0 278 nm und

Mg1 293 nm zurückzuführen, s. Bild 6.29.


0 1 2 3 49.000

10.000

11.000

12.000

13.000

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4

Lichtbogenradius / mm Mg0278/Mg1293 Mg0517/Mg1293 Mg0278/Mg1448 Mg0517/Mg1448 Mittel Mittel

Tem

pera

tur /

K


Bild 6.39: Mit der relative Methode aus dem Quotienten aus zwei Emissionskoeffizienten mit ungleichem Ionisierungsgrad berechnete radiale Temperaturprofile, 1,0 mm Drahtdurchmesser

Bei Betrachtung des Profils von Mg0 517 nm liegt die Maximaltemperatur mit 11750 K

um etwa 500 K bei den anderen Schutzgasen höher und um etwa 0,5 mm weiter

außen als bei Mg0 278 nm. In Abhängigkeit von den Ionenprofilen Mg1 293 nm und

Mg1 448 nm liegen die Temperaturprofile sehr nah beieinander.

Es stellt sich somit auch hier als Ergebnis aus dem Gleichungssystem, wie bereits in

Kap. 6.4.4 eine etwas höhere Maximaltemperatur und ein etwas steilerer Verlauf für

die sauerstoffhaltigen Schutzgase als bei Reinargon ein. Diese Tendenz ist jedoch

nicht so ausgeprägt.


6.4.7 Diskussion und Schlussfolgerungen Im Radialprofil der Teilchendichten und Partialdrücke der Ionen und Elektronen tritt

ein Maximum außerhalb der Lichtbogenmittelachse auf. Für das Schutzgas

Reinargon liegt dieses Maximum bei einem Radius von etwa 1,25 mm, bei

Aktivgaszumischung bei einem Radius von etwa 1,0 mm. Mit einem

Zwischenminimum bei etwa 0,5 mm steigen die Teilchendichten bzw. Partialdrücke

der nicht ionisierten Metalle annähernd linear zur Lichtbogenmittelachse hin an.

Trotz des nur 5 %igen Magnesiumanteils im Elektrodenwerkstoff ist dessen

Gesamtpartialdruck zwischen 3,0 mm und 1,0 mm etwa 4-fach höher als der von

Aluminium. Zur Lichtbogenmittelachse fällt der Magnesiumpartialdruck sehr stark ab,

wohingegen er für Aluminium in ein Plateau übergeht. Der Gesamtpartialdruck des

Metalldampfes steigt beim Schutzgas Reinargon auf ein Maximum von 95 hPa, mit

Stickstoffzumischung auf 135 hPa und mit Sauerstoff auf 145 hPa bei einem Radius

zwischen 0,5 mm und 1,0 mm an.

Der Ionisierungsgrad der Metalle liegt bei maximal 0,9, während er für Argon lediglich

0,1 beträgt. Während er radial bei Aluminium etwa konstant bleibt, fällt er für

Magnesium ab 1,5 mm und Argon ab etwa 1,2 mm zur Lichtbogenmittelachse hin

deutlich ab.

Hinsichtlich der Temperaturprofile sind in Bild 6.40 in einer vergleichenden

Darstellung die Ergebnisse aus dem Gleichungssystem, der relativen Methode mit

Emissionskoeffizienten gleichen sowie ungleichen Ionisierungsgrads und der Bartels-

Methode gegenübergestellt.

Aus allen verwendeten Methoden folgen ähnliche Temperaturprofile mit einem

außermittig auftretendem Temperaturmaximum, jedoch liegt das Temperaturniveau

bei dem direkten Ergebnis aus dem Gleichungssystem deutlich über dem aus dem

Quotienten aus den Emissionskoeffizienten mit ungleichem Ionisierungsgrad.

Durch die relative Methode mit dem Quotienten der Emissionskoeffizienten mit

gleichem Ionisierungsgrad wurden die Maximaltemperaturen, die mittels der Methode

nach Bartels errechnet waren, bestätigt. Im Temperaturradialverlauf wurden jedoch

kaum weiterverwertbare Ergebnisse erhalten, da die zugrunde liegenden

Volumenstrahldichtprofile aus jeweils unterschiedlichen Messungen mit

verschiedenen Gitterstellungen stammten.



0 1 2 3 46.000

7.000

8.000

9.000

10.000

11.000

12.000

13.000

14.000

0 1 2 3 4 0 1 2 3 4

Lichtbogenradius / mm Te aus dem Gleichungssystem Trel. Methode aus Mg0517 / Mg1448 und 293 Trel. Methode aus Mg0278 / Mg1448 und 293 Trel. Methode aus Mg1448 / Mg1293 TBartels aus der Methode nach Bartels

Tem

pera

tur /

K


Bild 6.40 Vergleich der Ergebnisse zur Temperaturbestimmung

Bessere Ergebnisse folgen aus der Verwendung der relativen Methode mit dem

Quotienten der Emissionskoeffizienten mit ungleichem Ionisierungsgrad. In allen

betrachten Schutzgaszusammensetzungen tritt hier ein außermittig liegendes

Temperaturmaximum bei r = 1,5 ... 2,0 mm auf.

Die hohen Metalldampfanteile im Lichtbogenplasma resultieren aus einer starken

Verdampfung vorrangig an der Drahtelektrodenoberfläche und möglicherweise auch

an der Schmelzbadoberfläche. Dabei ist der hohe Anteil von Magnesium trotz seines

Legierungsanteils von nur 5% auf dessen niedrigen Siedepunkt von 1380 K

gegenüber 2740 K von Aluminium zurückzuführen. So ist auch die Verdampfungs-

enthalpie von Aluminium mit 294 kJ/mol bzw. 10900 J/g mehr als doppelt so hoch

wie die von Magnesium mit 128 kJ/mol bzw. 5420 J/g, obwohl beide Elemente

annähernd die gleiche Schmelztemperatur besitzen, vgl. Tabelle 6.3.

Die gegenüber Argon mit 15,76 eV weniger als halb so hohen Ionisationsenergien

von Aluminium mit 5,98 eV und Magnesium mit 7,65 eV führen zu den hohen

relativen Ionenanteilen von je bis zu 30 % im Zentrum. Wegen der höheren


Partialdrücke besitzt Magnesium – trotz seiner um 1,6 eV höheren Ionisationsenergie

gegenüber Aluminium – ein ausgeprägt breites Radialprofil, das zu einem bis etwa

3-fach höheren Ionenanteil gegenüber Aluminium führt.

Damit liegen drei unterschiedliche Bereiche innerhalb der Lichtbogensäule vor.

Ladungsträger entstehen durch Ionisation von Argon vorrangig im äußeren

Lichtbogenbereich bei ca. 3 mm, während im Übergangsbereich zwischen etwa

2,0 mm und 0,5 mm Magnesium und möglicherweise in einem engeren Kernbereich

vorrangig Aluminium ionisiert wird.

Die Zunahme des Metallionenanteils und der parallel dazu abnehmende relative

Ionenanteil von Argon, ausgehend von einem Maximum von 90 % bei 3,0 mm

kontinuierlich zum Lichtbogenkern hin, ist auf zwei Effekte zurückzuführen, vgl. Bild

6.35 bis Bild 6.37. Aus den Ionisationsgradprofilen sowie den Partialdruckprofilen

geht hervor, dass dieses zum einen durch eine Verdrängung des Argons durch

Metalldampf im Lichtbogenkernbereich verursacht wird, während andererseits der

hohe Metalldampfanteil zu einer Kühlung des Plasmas im Lichtbogenkernbereich

führt. Dieses folgt aus dem zum Kern hin abnehmenden Ionenanteil von Argon, das

wegen seiner hohen Ionisierungsenergie von 15,76 eV schon bei relativ geringen

Temperaturabnahmen wesentlich weniger ionisiert wird als die Metalle.

Nach /BC00/ wird der Metalldampf von der heißen Seite des Tropfens durch

Diffusion und Konvektion in die Lichtbogensäule zum Schmelzbad hin und auch nach

außen transportiert. Dominierend ist hier die Plasmaströmung, die aufgrund eines

Druckabfalls von der Elektrode zum geometrisch im Vergleich dazu unendlichen

großen kathodischen Werkstück strömt. Die Verdampfung an der Elektroden-

oberfläche führt zu einer zusätzlichen Druckerhöhung, die durch Impulswirkung die

Plasmaströmung unterstützt.

Bei Lichtbögen mit einem radialsymmetrischen Dampfjet verlagert sich der

Stromtransport nach /Men78/ radial nach außen in Bereiche mit geringerem

Dampfanteil. So ist auch hier im Übergangsbereich zwischen dem relativ kalten Kern

und dem äußeren, von Argon dominierten Bereich bei einem Radius von etwa

1,0 mm ein radial außermittig gelegenes ausgeprägtes Maximum der Elektronen-

bzw. Ionendichte festzustellen, Bild 6.34. Der Stromtransport erfolgt also nicht normal

verteilt zum Lichtbogenkern, sondern vielmehr auf einer Art außermittig konzentrisch

gelegenem Kegel. Diese vor allem bereits in älteren Arbeiten /Con59, Men78, Sch85/


dargestellte Verhalten bei MSG-Lichtbögen wird somit in den hier durchgeführten

Messungen bestätigt.

Nach der Abschätzung in Kap. 6.4.1.2 durchgeführten Abschätzung liegt LTG vor,

wenn die Elektronendichte ne >> 1022 m-3 beträgt. Mit den hier bestimmten

Elektronendichten von ne >> 1023 m-3 ist somit von einem LTG auszugehen. In

/Rai97/ wird dazu festgestellt, dass auch in Plasmen mit Metalldampf immer LTG

Gültigkeit hat, auch bei Zumischung molekularer Gase. Daher sind die

beschriebenen Fehler im innersten Bereich bei r = 0,5 mm auf das Apparateprofil

sowie auf die Fehler beim Fitten der gemessenen Intensitätsprofile zurückzuführen.

Im Hinblick auf den Einfluss der Zumischungen von Stickstoff und Sauerstoff im

Argon geht somit insbesondere aus den Ergebnissen der spektroskopischen Unter-

suchungen hervor, dass bei dem MIG-Schweißen mit AlMg-Werkstoffen ein

ausgeprägter Dampfstrahl vorliegt, der das Plasma in Lichtbogenzentrum kühlt. Die

Verdampfung an der Elektrodenoberfläche selbst entzieht dem Lichtbogenplasma

Wärme und kühlt die Lichtbogensäule ab.

Im Vergleich der Ergebnisse in Abhängigkeit von der Schutzgaszusammensetzung

zeigt sich ein deutlicher Einfluss auf den Metalldampfgehalt. Gegenüber Reinargon

steigt das Maximum des Metalldampfpartialdruckes mit 0,1 % Stickstoffzumischung

um 40 % und mit 0,1 % Sauerstoffzumischung um 50 %. Die Zumischung von 0,1 %

Sauerstoff oder Stickstoff führt damit zu einer Erhöhung des Metalldampfgehaltes in

Lichtbogenplasma. Darüber hinaus tritt eine Kontraktion des Dampfstrahles von

ca. 2,5 mm auf 2,0 mm mit Stickstoff- und Sauerstoffzumischung auf.

Der Gesamtionisierungsgrad des Plasmas liegt bei maximal 0,15 für Reinargon,

während er bei Zumischung von Stickstoff auf 1,6 und mit Sauerstoff auf 1,8 ansteigt

Auch hier verlagert sich das Ionisationsgradmaximum mit Stickstoff- und

Sauerstoffzumischung in etwa gleicher Form wie beim Metalldampf nach innen.

In /JMS95, Men78/ wird als Ursache hierfür ein Verminderung des Kathodenfuß-

punktwanderns benannt, welche auf eine verstärkte Oxidbildung bzw.

möglicherweise analog auch eine Nitridbildung und damit eine verbesserte Emission

zurückzuführen sei.

Ursächlich für den beobachteten Einfluss der molekularen Gaszumischungen im

Argon ist damit die Erhöhung der elektrischen Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas,

die auf die verstärkte Elektronenemission aus den Oxidhäuten auf der kathodischen


Oberfläche zurückzuführen ist, vgl. /FM56/. Hiernach bewirken schon Spuren von

Sauerstoff eine Verbesserung der Bogenstabilität und damit des Ionisierungsgrades,

da die hohe Elektronenemission durch die hocherhitzten Metalloxide noch weiter

verbessert wird.


6.5 Zusammenfassung und Ausblick Die verbesserte Stabilität des MSG-Schweißprozesses ist in Anbetracht hoher

Folgekosten für Nacharbeiten durch nicht optimierte Prozesse seit vielen Jahren ein

hochaktuelles Thema und daher Gegenstand vieler Forschungsarbeiten. Neben dem

Einsatz aktiver qualitätsverbessernder Prozessregelmechanismen in modernen

Mikroprozessor-gesteuerten Energiequellen mit z.T. umfangreicher externer Sensorik

bietet die geeignete Zusammenstellung von Mehrkomponenten-Schweißschutzgasen

eine interessante Möglichkeit zur Verbesserung der Prozessqualität, insbesondere

um in der Schweißpraxis auftretende Fehler, wie z. B. Spritzerbildung sowie Wurzel-

und Flankenbindefehler zu vermeiden.

Die vorliegende Arbeit entstand im Rahmen experimenteller Untersuchungen zum

Impulsstromschweißprozess mit dem Ziel, die Prozesssicherheit durch eine

Erhöhung der Lichtbogenbrennstabilität im Aluminium-Dünnblechbereich durch

geringste molekulare Aktivgaszumischungen zu verbessern. Dabei wurden am

realen Schweißlichtbogen neben der bekannten Diagnostik zur Bestimmung der

mechanisch-technologischen Eigenschaften des Resultates - der Schweißnaht –

tiefergehende Diagnostikmethoden verwendet, die den Zugang zu dem Prozess

selbst - dem Lichtbogenplasma – gestatten, um ein besseres Verständnis der

Wirkung geringster molekularer Aktivgaszumischungen im Schutzgas Argon zu

erhalten.

Mit der Bewertung des dunklen Niederschlags auf der Blechoberfläche, der

Spritzermessung, sowie der Vermessung des Einbrands, der Mikroporosität und der

chemischen Zusammensetzung des Schweißgutes ist ein Nachweis des Einflusses

verschiedener molekularer Gaszumischungen auf den MIG-Schweißprozess erbracht

worden. Hier konnte durch Stickstoff- und auch durch Sauerstoffzumischung eine

erhebliche Erhöhung des Einbrands und eine Verringerung der Mikroporosität

gegenüber Reinargon ermittelt werden. Bemerkenswert ist, dass die Mikroporosität

mit Wasserstoffzumischung bis etwa 0,1 % kaum beeinflusst wird. Hinsichtlich der

Mikrohärte und der Zugfestigkeit konnte kein Einfluss ermittelt werden, was darauf

zurückzuführen ist, dass der Grundwerkstoff in weichgeglühtem Zustand vorlag.

Eine hinreichende Aufklärung der Ursachen dieser Wirkungen konnte erst mit der

methodischen Analyse mittels der Messung der elektrischen Größen, der

Hochgeschwindigkeitskinematografie sowie der ortsaufgelösten Spektroskopie erzielt

werden. Neben der Bewertung des Werkstoffübergangs mit der Entstehung der


Spritzerbildung und der Veränderung der Lichtbogenlänge gelang es, mit der zum

Impulsstromverlauf zeitlich synchronen spektroskopischen Untersuchung durch

Verwendung eines Polychromators mit triggerbarer ICCD-Kamera, eine Abschätzung

der Zusammensetzung und der Temperaturverteilung im Plasma während der

Impulshochstromphase zu bestimmen.

Eine erste grobe Abschätzung der Temperaturverteilung lieferte dabei die

Kuppenstrahldichte an Linienstrahlung aus optisch dicker Schicht mit der Bartels-

Methode. Für diese Methode ist zwar eine genaue Vermessung der absoluten Höhe

der Kuppenstrahldichte von selbstumgekehrten Linien notwendig, doch erlaubt sie,

ein Temperaturprofil ohne Kenntnis der Teilchendichte zu ermitteln. Mit der

Auswertung von Linienstrahlung aus optisch dünner Schicht von neutralem und

ionisiertem Magnesium, neutralem Aluminium und neutralem Argon gelang eine

Bestimmung der Zusammensetzung des Lichtbogenplasmas durch die gleichzeitige

Implementierung von deren gemessenen Strahlleistungsprofilen in ein nichtlineares

Gleichungssystem. Hierfür ist war es notwendig, die Abel-Transformation, unter

Voraussetzung von Rotationssymmetrie, an den absolut kalibrierten Radialprofilen

durchzuführen, um die volumen- und raumwinkelspezifische spektrale

Strahlungsleistung, den Emissionskoeffizienten, zu erhalten.

Von einem radial außermittig liegenden Maximum mit etwa 12000 K ist ein

Temperaturabfall zur Mitte des Bogens nachgewiesen worden. Dabei zeigte sich,

dass der Metalldampf im Kernbereich des MSG-Lichtbogens mit einer ausgeprägten

Metalldampfströmung in Richtung Schmelzbad zu einer Kühlung des Plasmas führt.

Diese geht einher mit dem konzentrisch außermittig gelegenen Maximum der

Elektronen- bzw. Ionendichte, die einen Nachweis für einen nicht normal verteilt zur

Lichtbogenmittelachse stattfindenden Stromtransport liefert. Im Hinblick auf die

unterschiedlichen Zumischungen wurde festgestellt, dass der Metalldampfpartial-

druck gegenüber Reinargon durch Zumischung von 0,1 % Stickstoff und Sauerstoff

um 40 % resp. 50 % erhöht wird.

Die Wirkung der zugemischten Aktivgase ist vorrangig auf die Änderung des

spezifischen Lichtbogenwiderstands (auf die Lichtbogenlänge bezogen) und damit

die Änderung der Lichtbogenlänge zurückzuführen. Dabei stellt sich eine kürzere

Lichtbogenlänge durch das Wirken der Lichtbogenlängenregelung der Energiequelle

ein. Zurückzuführen ist dieses auf Beeinflussung der elektrischen Leitfähigkeit des


Plasmas, die durch das Element der geringsten Ionisierungsenergie beeinflusst wird,

und damit durch einen erhöhten Metalldampfgehalt insgesamt erhöht wird.

Zwar konnte eine differenzierte Betrachtung des Anoden- und Kathodenfallgebietes

in dieser Arbeit nicht durchgeführt werden, da insbesondere zu den Fallgebieten der

messtechnische Zugang mit den bekannten Methoden wegen des Werkstoff-

übergangs durch das Lichtbogenplasma kaum möglich ist. Doch ist die Erhöhung der

elektrischen Leitfähigkeit des Lichtbogenplasmas auf die verstärkte Elektronen-

emission aus den Oxidhäuten auf der kathodischen Oberfläche zurückzuführen.

Demnach bewirken die geringen Anteile von Stickstoff und Sauerstoff eine

Verbesserung der Bogenstabilität aufgrund der verstärkten Elektronenemission durch

die hocherhitzten Metalloxide bzw. -nitride.

Mit der vorliegenden Arbeit konnte damit ein erster Ansatz für eine zusammen-

hängende Darstellung der Wirkungsweise von molekularen Aktivgaszumischen im

vpm-Bereich erarbeitet werden. Dennoch bleiben neben der Analyse der „Jet-artigen“

Metalldampfströmung durch verfeinerte Diagnostikmethoden schließlich auch Fragen

insbesondere zu dem zeitlichen Verhalten in der Impulshochstromphase und auch in

der Grundstromphase bislang unbeantwortet. Weiterhin sind die Vorgänge in

elektrodennahen Bereichen, den Bogenansatzflächen mit diffuser oder auch

spotartiger Ausbildung bei MSG-Schweißlichtbögen weitgehend ungeklärt.

Dennoch steht mit der zeitlich und örtlich hochaufgelösten Spektroskopie eine fast in

Vergessenheit geratene Diagnostikmethode für Schweißlichtbögen zur Verfügung,

die zukünftig durch tiefergehende experimentelle Analyse der Vorgänge in MSG-

Lichtbögen als ergiebiger Lieferant von bislang unvollständig vorliegenden

physikalischen Daten nutzbar ist. Erst damit kann die Grundlage für eine

realitätsnahe numerische Simulation des MSG-Prozesses geschaffen werden, die

wiederum zu einem verbesserten Gesamtverständnis des Metall-Lichtbogens führen

wird, das für eine Beherrschung des Produktionsprozesses MSG-Schweißen bzw.

-Löten unbedingt erforderlich ist.

148 LITERATURVERZEICHNIS


ADV80 Abdelhakim, H; Dinguirard, JP; Vacquie, S: The influence of copper vapor on the transport-coefficients in a nitrogen arc plasma, Journal of Physics D: Applied Physics, 13 (1980), H. 8, S. 1427-1438

AGA95 Fact´s about: Mison-Schutzgase, Firmenschrift AGA Gas GmbH, Hamburg 1995

Aic95 Aichele, G: Aluminium - ein Thema für die Schweißtechnik, Aluminium, 71 (1995), H. 1, S. 62-65

Aic96 Aichele, G: MIG-Schweißen von Aluminium, Teil 1, 71 (1995), H. 6, S. 745-749, und Teil 2, 72 (1996), H. 1/2, S. 68-71

Aic97 Aichele, G: Schutzgasschweißen von Aluminium: Mit Argon oder Argon-Helium-Gemischen, 73 (1997), H. 11, S. 795-800

All85 Allum, CJ: Metal transfer in arc welding as a varicose instability: part 1 & 2, Journal of Applied Physics D: Applied Physics 18 (1985), H. 7, S. 1431-1468

AF94 Alonso, M; Finn, EJ: Physik, 2. überarb. Aufl., Bonn, Addison-Wesley, 1994

ALU96 Aluminium-Taschenbuch Band 1, Auflage 05/1998, Aluminium-Verlag, Düsseldorf 1998

AALP96 Andre, P; Abbaoui, M; Lefort, A; Parizet, M J; Numerical method and compositions in multi-temperature plasmas: Application to an Ar-H2 Mixture, Plasma Chemistry and Plasma Processing 16 (1996), H. 3, S. 379-398

AD89 Anik, S; Dorn, L: Metallphysikalische Vorgänge beim Schweißen - Aluminium und Aluminiumlegierungen, Schweißen und Schneiden, 41 (1989), H. 5, S. 240-243

AD90 Anik, S; Dorn, L: Metallphysikalische Vorgänge beim Schweißen - Schweißeignung von Aluminiumwerkstoffen, Schweißen und Schneiden, 42 (1990), H. 9, S. 456-459

AWD75 Ashton, RF; Wesley, RP; Dixon, CR: The effect of porosity on 5086 - H116 aluminium alloy welds, Welding Journal - Welding Research Supplement, 54 (1975), H. 3, S. 95-97

BN95 Bakshi, V: Nunnally, WC: Measurement of temperatures in optically thick railgun plasma armatures, IEEE Transactions on Magnetics 31 (1995), H. 1, pt.1, S. 673-677

Bar49a Bartels, H: Über Linienemission aus inhomogener Schicht, 1. Teil, Zeitschrift für Physik 125 (1949), H. 7-10, S. 597-614

Bar49b Bartels, H: Über Linienemission aus inhomogener Schicht, 2. Teil, Zeitschrift für Physik 126 (1949), H. 1-2, S. 108-140

Bar50 Bartels, H: Eine neue Methode zur Temperaturmessung an hochtemperierten Bogensäulen, Teil 1, Zeitschrift für Physik 127 (1950), H. 5, S. 243-273 und Teil 2 128 (1950), H.4, S. 546-574

BF90 Baum, L; Fichter, V: Der Schutzgasschweißer - Teil 2: MIG-, MAG-Schweißen, Fachbuchreihe Schweißtechnik, Band 12, 3. Auflage, DVS-Verlag, Düsseldorf 1990

BT96 Block, O; Timm, K: Spektroskopische Untersuchungen von frei brennenden Glechstromlichtbögen an einem Elektrostahlofen, Elektrowärme International 54 (1996), H. B1, S. B23-B31

BD00 Bosworth, MR ; Deam, RT: Influence of GMAW droplet size on fume formation rate, Journal of Physics D: Applied Physics 33 (2000), H. 20, S. 2605-2610

BF99 Bosworth, MR ; Farmer, A: Metal vapour transfer in GMAW and its contribution to fume formation. Australasien Welding Journal 44 (1999), H. 3, S. 42-47

Bot66 Bott, JT: Spectroscopic measurements of in argon plasma arc, Physics of Fluids 9 (1966), H. 8, S. 1540-1547

BSPK99 Bozhenko, BL; Shalimov VN; Puchkin PA; Kupar RY: Oxidation kinetics of metal vapours in the arc in consumable electrode welding, Welding International 13 (1999), H. 11, S. 894-896

LITERATURVERZEICHNIS 149

BRO94 Broekaert, JAC: Atomic Spectroscopy, in Ullmanns Enzyclopedia of Chemical Chemistry B5, VCH Verlagsgesellschaft mbH, Weinheim (1994)

BS90 Bronstein IN; Semendjajew KA: Taschenbuch der Mathematik, G. Grosche, 6. Aufl., (1990)

BSS97 Brussaard, GJH; van den Sanden, MCM; Schram, DC: Ion densities in a high-intensity, low flow nitrogen-argon plasma, Physics of Plasmas 4 (1997), H. 8, S. 3077-3081

CYK98a Choi, SK; Yoo, CD; Kim, YS: The dynamic analysis of metal transfer in pulsed current gas metal arc welding, Journal of Physics D: Applied Physics 31 (1998), H. 2, S. 207-215

CYK98b Choi, SK; Yoo, CD; Kim, YS: Dynamic simulation of metal transfer in GMAW, Part 1: Globular and spray transfer modes, Welding Journal - Welding Research Supplement 77 (1998), H. 1, S. 38s-44s; Part 2: Short-circuit transfer mode, S. 45s-51s

CSW90 Choo, RTC; Szekely, J; Westhoff, RC: Modeling of high-curring arcs with emphasis on free surface phenomena in the weld pool, Welding Journal - Welding Research Supplement 69 (1990), H. 9, S. 346s-361s

CSW92 Choo, RTC; Szekely, J; Westhoff, RC: On the calculation of the free surface temperature of gas-tungsten-arc weld pools from first principles: Part 1. Modeling the welding arc, Metallurgical and Materials Transactions B 23B (1992), H. 3, S. 357-369

CS92 Choo, RTC; Szekely, J: Vaporization kinetics and surface temperature in a mutually coupled spot gas tungsten arc weld and weld pool, Welding Journal - Welding Research Supplement 71 (1992), H. 3, S. 77s-93s

Con59 Conn, WM: Die technische Physik der Lichtbogenschweissung einschliesslich der Schweissmittel. Springer-Verlag, München 1959

CRC99 CRC Handbook of Chemistry and Physics: a ready-reference book of chemical and physical data, Chemical Rubber Company, Cleveland, Ohio / Chemical Rubber Company - Boca Raton, Florida, CRC Press, 80. Auflage, 1999/2000 (1999)

DGSS94 Dahiya, RP; de Graaf, MJ; Severens, RJ; Swelsen, H; van den Sanden, MCM; Schram, DC: Dissociative Recombination in Cascaded Arc generated Ar-N2 and N2 expanding Plasma, Physics of Plasmas 1 (1994), H. 5, S. 2086-2095

DWP00 Davies, MH; Wahab, M; Painter, MJ: An investigation of the interaction of a molten droplet with a liquid weld pool surface: A computational and experimental approach, Welding Journal - Welding Research Supplement 79 (2000), H. 1, S. 18s-23s

DSH00 Deam, RT; Simpson, SW; Haidar, J: A semi-empirical model of the fume formation from gas metal arc welding, Journal of Physics D: Applied Physics 33 (2000), H. 11, S. 1393-1402

DRG92 Dilthey, U; Reisgen, U; Grave, M: MIG-Impulslichtbogenschweißen von Dünnblechen verschiedener Aluminiumlegierungen, Schweißen und Schneiden, 44 (1992), H. 5, S. 225-232

Dil95 Dilthey, U : Schweißtechnische Fertigungsverfahren Band 2, Verhalten der Werkstoffe beim Schweißen, VDI-Verlag (Studium und Praxis), Düsseldorf 1995

DP86 Dmitrenko, MN; Pogaetskii, VV: Spectroscopic research into low current electric arcs with CaF2 and other components introduced into the plasma, Automatic Welding 39 (1986), H. 10, S. 31-33

DK94 Dowden, J; Kapadia, P: Plasma arc welding: a mathematical model of the arc, Journal of Physics D: Applied Physics 27 (1994), H. 5, S. 902-910

DF65 Drawin, HW; Felenbok, P: Data for Plasmas in local thermodynamic equilibrium. Gauthier-Villars, Paris, 1965

Dra69 Drawin, HW: Validity conditions for Local Thermodynamic Equilibrium, Zeitschrift für Physik 228 (1969), S. 99-119

DHP71 Drews, P; Hantsch, H; Puschner, P: Werkstoffübergang beim Impulslicht-bogenschweißen, Technische Mitteilungen 64 (1971), H. 7, S. 293-296


DKDD93 Ducharme, R.; Kapadia, P, Dowden, J; Decker, I: A mathematical model of gas flow and heat transfer in the welding arc, The International Journal for the Joining of Materials 5 (1993), H. 4, S. 131-136

DKDR95 Ducharme, R.; Kapadia, P, Dowden, J; Richardson, I: A mathematical model of the arc in electric arc welding including shielding gas flow and cathode spot location, Journal of Physics D: Applied Physics 28 (1995), H. 9, S. 1840-1850

DAE86 Dunn, GJ; Allemand, CD; Eagar, TW: Metal vapours in gas tungsten arcs: part 1. Spectroscopy and monochromatic photography, und part 2. Theoretical calculations of transport properties, Metallurgical and Materials Transactions A, 17a (1986), H. 10, S. 1851-1871

DE90 Dunn, GJ; Eagar, TW: Calculation of electrical and thermal conductivities of metallurgical plasmas, WRC Bulletin 357, Welding Research Council Bulletin, New York, September 1990,

DVS01 DVS Merkblatt 0933: MIG-Schweißen von Aluminium-Werkstoffen, Schweißparameter, Deutscher Verlag für Schweißtechnik, DVS-Verlag GmbH, Düsseldorf 09/2001

DVS94 DVS Merkblatt 0913: Metall-Inertgasschweißen von Aluminium, Deutscher Verlag für Schweißtechnik, DVS-Verlag GmbH, Düsseldorf 04/1994

EROWT96 Ellermann, F; Ranshofen, J; Obermayr, J; Wels; Trube, S: WIG-Gleichstromschweißen von Aluminium-Profilen - Anlagen, Werkstoffe, Schutzgase, DVS-Berichte, DVS-Verlag 1996, S. 193-197

EP85 Etemadi, K; Pfender E: Impact of anode evaporation on the anode region of a high-intensity argon arc, Plasma Chemistry and Plasma Processing 5 (1985), H. 2, S. 175-182

FHC86 Farmer, AJD; Haddad, GN; Cram, LE: Temperature Determinations in a Free-Burning Arc: III. Measurements with molten electrodes, Journal of Physics D: Applied Physics 19 (1986), H. 9, S. 1189-1196

FHK88 Farmer, AJD; Haddad, GN; Kovitya, P: Temperature distributions in a free-burning arc: IV. Results in argon at elevated temperatures, Journal of Physics D: Applied Physics 21 (1988), H. 3, S. 432-436

Far96 Farwer, A: Recent investigations on MIG and TIG aluminium welding with different shielding gases, IIW Doc. XII-1436-96, 1996, International Institute of Welding

Far97 Farwer, A: Neue Untersuchungen zum MIG- und WIG-Schweißen von Aluminium mit verschiedenen Schutzgasen, Metall 51 (1997), H. 1-2, S. 51-56

FM56 Finkelnburg, W; Maecker, H: Elektrische Bögen und thermisches Plasma, in Handbuch der Physik, Aufl. XXII, Gasentladungen II; Springer-Verlag, Berlin 1956, S. 254 – 444

FM90 Fujimoto, T; McWhirter, RWP: Validity criteria for local thermodynamic equilibrium in plasma spectroscopy, Physical Reviev A 42 (1990), H. 11, S. 6588-6601

FS70 Fukui, T; Sugiyama, Y: Effects of nitrogen, oxygen and hydrogen gases added to argon gas on MIG-welding of aluminium alloys, Transactions of the Japan Welding Society, 1970, S. 19-27

GDG01 Ghosh, PK; Dorn, L und S-F Goecke: Universality of correlationships among pulse parameters for different MIG welding power sources, International Journal for the Joining of Materials JOM, 13 (2001), H. 2, S. 40-47

GARV90 Gleizes, A ; Amry, AMA; Rahal, AM; Vacqui, S: Influence of copper vapor on extinction in nitrogen arcs, Journal of Applied Physics, 67 (1990), H. 2, S. 663-670

GGL92 Gleizes, A; Gonzales, JJ; Liani, B: Net emission coeffizient of mixtures of gas with metallic vapour and its influence on arc modelling, Konferenz-Einzelbericht in „Gas Discharges and their Applications“, Swansea/UK 1992, S. 208-211

Gli76 Glickstein, SS: Temperature measurements in a free burning arc, Welding Journal - Welding Research Supplement 54 (1976), H. 8, S. 222s-229s


Gli79 Glickstein, SS: Arc modelling for welding analysis, Konferenz-Einzelbericht in „Arc Physics and Weld Pool Behaviour“, Vol 1, London, 8.-10. Mai 1979, S. 1-16

GD02 Goecke, S-F; Dorn, L: Influence of least active gas additions on pulsed current MIG-Welding of aluminium, Konferenz-Einzelbericht in Proceedings of “Joining of Aluminium and Magnesium”, Sibenik, 19.-21.9.2002, (2002)

GBD97 Goecke S-F, Babucke G; Dorn L: Effects of very low percentage active gas additions in argon pulsed gas metal arc welding, Konferenz-Einzelbericht in Proceedings of the 12th International Conference on “Gas Discharges and Their Applications”, Greifswald, 8.-12. Sep 1997, Contributed Papers 1 (1997), S. 296-299

GGPB93 Gonzalez, JJ; Gleizes, A; Proulx, P; Boulos, M: Mathematical modelling of a free burning arc in the presence of metal of vapour, Journal of Applied Physics 74 (1993), H. 5, S. 3065-3070

Gri64 Griem, HR: Plasma spectroscopy, McGraw-Hill, New York, 1964

GR84 Günther, K; Radtke, R: Electric properties of weakly nonideal plasmas. Birkhäuser Verlag, Basel 1984, S. 70ff

GR75 Günther, K; Radtke, R: A proposed radiation standard for the visible and UV region, Journal of Physics E: Scientific Instruments 8 (1975), H. 2, S. 371-376

GR77 Gvozdetskii, VS; Rublevskii, IN: Calculating the degree of ionisation of the multi-component plasma in a welding arc column, Automatic Welding 30 (1977), H. 11, S. 7-11

GR80 Gvozdetskii, VS; Rublevskii, IN: Calculation of the electrical conductivity of the multi-component plasma, Automatic Welding 33 (1980), H. 8, S. 17-19

HF84 Haddad, GN; Farmer, AJD: Temperature determinations in a free-burning arc: I. Experimental Techniques and Results in Argon, Journal of Physics D: Applied Physics 17 (1984), H. 6, S. 1189-1196

HF85 Haddad, GN; Farmer, AJD: Temperature measurements in gas tungsten arcs, Welding Journal - Welding Research Supplement, 64 (1985), H. 12, S. 339s-342s

HFKC86 Haddad, GN; Farmer, AJD; Kovitya, P; Cram, LE: Physical processes in gas-tungsten arcs, IEEE Transactions on Plasma Science PS-14 (1986), H. 4, S. 333-336

Has85 Haas, B: Metall-Inert-Gasschweißen der Aluminiumwerkstoffe, Linde AG, Unterschleißheim 1985

HL96 Haidar, J; Lowke, JJ: Predictions of metal droplet formation in arc welding, Journal of Physics D: Applied Physics 29 (1996), H. 12, S. 2951-2969

HL97 Haidar, J; Lowke, JJ: Effect of CO2 shielding gas on metal droplet formation in arc welding, IEEE Transactions on Plasma Science 25 (1997), H. 5, S. 931 – 936

Hai99 Haidar J: An analysis of heat transfer and fume production in gas metal arc welding. III., Journal of Applied Physics 85 (1999), H. 7, S. 3448-3459

II. Predictions of metal droplet formation in gas metal arc welding, Journal of Applied Physics 84 (1998), H. 7, S. 3530-3540

I. Theoretical model for gas metal arc welding and gas tungsten arc welding. Journal of Applied Physics 84 (1998), H. 7, 3518-3529

Hai97 Haidar J: Departures from local thermodynamic equilibrium in high-current free burning arcs in argon, Journal of Physics D: Applied Physics 30 (1997), H. 19, S. 2737-2743

HW98 Haken, H; Wolf, HC: Molekülphysik und Quantenchemie, Springer-Verlag, 3. Auflage Berlin [u.a.] 1998

HS52 Hanemann, H; Schrader, A: Ternäre Legierungen des Aluminiums - Atlas Metallographicus Band 3, Teil 2, Verlag Stahleisen, Düsseldorf 1952

HP79 Hiltunen, V; Pietikäinen, J: Investigations and observations on material transfer in Metal-Inert-Gas (MIG) welding. Konferenz-Einzelbericht in „Arc Physics and Weld Pool Behaviour“, Vol 1, London, 8.-10. Mai 1979, S. 147-163


HN88 Hilton, DE; Norrish, J: Shielding gases for arc welding, Welding & Metal Fabrication 56 (1988), H. 3, S. 189-196

HSO97 Hiraoka, K; Shiwaku, T; Ohji, T: Determining temperature distributions of gas tungsten arc (TIG) plasma by spectroscopic methods, Welding International 11 (1997), H. 9, S. 688-696

HW60 Hirschfeld, G; Weinschenk, H: Spektroskopische Temperaturbestimmung am Schweißlichtbogen, Schweißtechnik 10 (1960), H. 12, S. 438-447

How69 Howden, DG: Mass transfer of metal vapor and anode temperatures in arc welding, Welding Journal - Welding Research Supplement 48 (1969), H. 3, S. 125s-132s

How71 Howden, DG: An up-to-date look at porosity formation in aluminium weldments, Welding Journal 50 (1971), H. 2, S. 112-114

HP84 Hsu, KC: Pfender E: Modeling of a free-burning, high-intensity arc at elevated pressures, Plasma Chemistry and Plasma Processing 4 (1984), H. 3, S. 219-234

HEP83 Hsu, KC; Etemadi, K; Pfender, E: Study of the free-burning high-intensity argon arc, Journal of Applied Physics 54 (1983), H. 3, S. 1293-1301

Huf77 Hufnagel, W: Einfluß von Porosität auf die statische und dynamische Festigkeit von Aluminium-Schweißverbindungen, Aluminium - Internationales Magazin für Industrie, Forschung und Praxis 53 (1977), H. 10, S. 613-620

IKPH97 Ioffe, I; Koss, V; Perelman, N; Hilton, D: UV radiation of the GTA welding plasma versus shielding gas composition, Journal of Physics D: Applied Physics 30 (1997), H. 5, S. 793-797

Ive74 Iversen, K: Schutzgasschweißen - Einseitiges Schweißen von Aluminium und Aluminiumlegierungen, DVS-Berichte Band 30, S. 102-115, Düsseldorf 1974

Jac92 Jacobsen, N: Monopulse investigation of drop detachment in pulsed gas metal arc welding, Journal of Physics D: Applied Physics 25 (1992), H. 5, S. 783-797

JWS93 Jönsson, PG; Westhoff, RC; Szekely, J: Arc characteristics in gas-metal arc welding of aluminium using argon as shielding gas, Journal of Applied Physics 74 (1993), H. 10, S. 5997-6006

JMS95 Jönsson, PG; Murphy, AB; Szekely, J: The influence of oxygen additions on argon-shielded gas metal welding processes, Welding Journal - Welding Research Supplement 74 (1995), H. 2, S. 48-57

JSE95 Jönsson, PG; Szekely; J; Eagar, TW: Heat and metal transfer in gas metal arc welding using argon and helium, Metallurgical and Materials Transactions B 23B (1995), S. 383-404

Jüt85 Jüttner, B: On the plasma density of metal vapour arcs, Journal of Physics D: Applied Physics 18 (1985), H. 11, S. 2221-31

KAD63 Kaden, W: Beitrag zu den Wachstumsvorgängen von Oxidschichten auf Aluminium, Aluminium 39 (1963), H. 1, S. 33-41

KG79 Kasakov, AI; Goldfarb, VM: Effect of molecular gas impurities on steady-state and decayin argon-gas plasmas. High Temperature 17 (1979)

KER41 Kersten, JAH; Ornstein, LS: The relative transition probabilities in the spectrum of magnesium, Physica VIII (1941), H. 10, S. 1124-1136

Kil79 Killing, R.: Das Metall-Inertgasschweißen mit Impulslichtbogen, Der Praktiker 31 (1979), H. 4, S. 102-103

Kil84 Killing, R: Handbuch der Schweißverfahren - Teil 1: Lichtbogenschweißverfahren, Fachbuchreihe Schweißtechnik, Band 76, DVS-Verlag, Düsseldorf 1984

Kil90 Killing, R: Beitrag zur Verdampfung von Magnesium und zur Wahl der Schweißparameter beim Metall-Inertgasschweißen von Aluminium-Magnesium-Legierungen, Schweißen und Schneiden 42 (1990), H. 5, S. 231-233, H. 5, S. 768-774

Kil93 Killing, R: Beitrag zur Beschreibung des Werkstoffübergangs beim Metall-Schutzgasschweißen, Schweißen und Schneiden 45 (1993), H. 8, S. 412-415


KS79 Kobayashi, M; Suga, T: A method for the spectral temperature measurement of a welding arc, Konferenz-Einzelbericht in „Arc Physics and Weld Pool Behaviour“, Vol 1, London, 8.-10. Mai 1979, S. 25-37

KOP73 Kopainsky, J: Charge, heat, and radiation transport in an arc plasma, High Temperature 11 (1973), H. 3, S. 572-580

KL88 Kovitya P; Lowke, JJ: Theory of arc welding, Konferenz-Einzelbericht in „IIW Asian Pacific Regional Welding Congress and 36th Annual AWI Conference“, Hobart/Australien, 14.-18. Nov. 1988, S.543-556

KLLN87 Krüger, U; Laudien, U; Lemke, F; Nogossek, PW: DVS-Gefügekatalog Schweißtechnik – Nichteisenmetalle, Fachbuchreihe Schweißtechnik, Band 88, DVS-Verlag, Düsseldorf 1987

KKH88 Kuwana, T; Kokawa, H; Hoda, A: Argon-nitrogen gas metal arc welding of aluminium, Abstracts of Lectures to the National Conference of the Japan Welding Society 43 (1988), S. 256-257

LBJ99 Lacroix, D; Boudot, C; Jeandel, G: Spectroscopic studies of GTA welding plasmas. Temperature calculation and dilution measurement, European Physical Journal – Applied Physics 8 (1999), H. 1, S. 61-69

Lan62 Lancaster, JF: Influence of heat flow on metal transfer in the metal/inert gas welding of aluminium, Konferenz-Einzelbericht in “Physics of the Welding Arc - A Symposium“ London, 29. Okt. 1962, S. 170 - 174 und 190 - 191

Lan86 Lancaster, JF: The physics of welding, 2. Aufl., Verlag Pergamon Press, Kronberg 1986

Lan92 Lancaster, JF: TIG arc configuration for temperature and other measurements, IIW Document No. 212-812-92, 1992, International Institute of Welding, Study Group SG 212: “Physics of Welding”

Lar51 Larenz, RW: Über ein Verfahren zur Messung sehr hoher Temperaturen in nahezu durchlässigen Bogensäulen, Zeitschrift für Physik 129 (1951), S. 327-342

LR75 Lefebvre, J; Ricard, A: Exitation de N2, O2 et H2 en Impuretés dans des Décharges de Gaz Rares He, Ne et Ar, Revue de Physique Appliquée 10 (1975), H. 3, S. 137-142

LZ00 Li, PJ; Zhang, M: Analysis of an are light mechanism and its application in sensing of the GTAW process - A theoretical model was developed that correlates arc light radiation with welding parameters, Welding Journal - Welding Research Supplement 79 (2000), H. 9, H. 252s-260s

LWSY88 Li, J; Wei, F; Song, Y; Ren, L: Measurement of hydrogen in a welding arc, Welding International 2 (1988), H. 12, S. 1122-1126

Loc95 Lochte-Holtgreven, W: Plasma diagnostics, New York: American Inst. of Physics (1995)

LN97 Lorenz, C, Nentwig, A: MIG-Schweißen von Werkstoffkombinationen aus Aluminium, DVS-Berichte Band 186, DVS-Verlag 1997, S. 225-228

Low74 Lowke, JJ: Predictions of arc pressure profiles using approximate emission coefficients for radiation losses, Journal of Quantitative Spectroscopy and Radiative Transfer 14 (1974), H. 2 , S. 111-122

Low97 Lowke JJ: A unified theory of arcs and their electrodes, Journal de Physique IV 7 (1997), H. C4, S. 283-294

LKS92 Lowke, JJ; Kovitya, P; Schmidt, H P: Theory of free-burning arc columns including the influence of the cathode, Journal of Physics D: Applied Physics 25 (1992), H. 11, S. 1600-1606

LMHM97 Lowke, JJ; Morrow, R; Haidar, J; Murphy, A B: Prediction of gas tungsten arc welding properties in mixtures of argon and nitrogen, IEEE Transactions on Plasma Science 25 (1997), H. 5, S. 925-930

LMH97 Lowke, JJ; Morrow, R; Haidar, J; A simplified unified theory of arcs and their electrodes, Journal of Physics D: Applied Physics 30 (997), H. 14, S. 2033-2042


Mea51 Maecker, H: Der elektrische Lichtbogen, Ergebnisse der Exakten Naturwissenschaften 25 (1951), S. 293-358

MMN91 Martinez, LF; McClure, JC; Nunes, AC: The effect of gas contamination during welding of aluminium-lithium alloys. Konferenz-Einzelbericht in The Winter annual Meeting of ASME „Welding and Joining Processes“, Atlanta/GA, USA, 1.-6. Dezember 1991, S. 235-243

MMN93 Martinez, LF; McClure, JC; Nunes, AC: The effect of weld gas Flow rate on Al-Li weldability, Journal of Engineering for Industry 115 (1993), H. 8, S. 263-267

MAT99 MathCAD 2000 Prof., MathSoft Engineering & Education, Inc., Cambridge, USA (1999)

MTGN89 McClure, JC; Torres, RM; Gurevitch, AC; Newman, RA: The effect of impurity gases on plasma arc welded 2219 aluminium. NASA-Report NASA-CR-183803, N90-26935/8, 1989

MP93 McClure, JC; Pang, H: On line measurements of hydrogen contamination using interference filters during VPPA welding, Konferenz-Einzelbericht in „Modelling and Control of Joining Processes“, Orlando/FL, 8. – 10. Dezember 1993, S. 361

ME70 Mechev, VS; Eroshenko, LE: Determining the temperature of the plasma in an arc discharge in argon, Automatic Welding 23 (1970), H. 8, S. 1-6

ME75 Mechev, VS; Eroshenko, LE: The axial distribution of the temperature of an electric arc burning in argon, Automatic Welding 28 (1975), H. 8, S. 11-14

MZSSE81 Mechev, VS; Zhainakov AZ; Slobodyanyuk VS; Samsonov, MA; Englesht, VS: Currents of plasma in the welding arc, Automatic Welding 34 (1981), H. 12, S. 10-13

ME84 Mechev, VS; Eroshenko, LE: Parameters of the arc column close to the work in argon TIG welding, Automatic Welding 37 (1984), H. 1, S. 27-31

MW94 Mechsner, K; Winkler, R: WIG- und MIG-Schweißen von Aluminium-Strangpreßprofilen mit verschiedenen Schutzgasgemischen, DVS-Berichte 162, DVS-Verlag 1994

MBE95 Megy, S; Baronnet, J-M; Ershov-Pavlov, EA: Distribution of plasma parameters in a nitrogen transferred DC arc, Journal of Physics D: Applied Physics 28 (1995), H. 2, S. 344-352

Man56 Mantel, W: Überlegungen über die Bedeutung der physikalischen Vorgänge im Schweißlichtbogen, Schweißen und Schneiden 8 (1956), H. 8, S. 280-287

Men78 Mentel, J: Influence of vaporization upon roots of a high-current arc. Teil 1. Different forms of vaporization in the arc roots, Applied Physics 14 (1977), H. 3, S. 269-276, Teil 2,: 14 (1977), H. 4, S. 361-366, Teil 3, 15 (1978), H. 2, S. 179-183

MesXX Messer-Griesheim: Effektivität, die man sehen kann! MONOMIX® – das neue „Mischgas“ zum Aluminiumschweißen, Firmenschrift, Messer-Griesheim

MEBPSMS95 Meulenbroeks, RFG, Engeln, RAH; Beurskens, MNA; Paffen, RMJ; van den Sanden, MCM; van der Mullen, JAM; Schram, DC: The argon-hydrogen expanding plasma: model and experiments, Plasma Sources Scienc & Technology 4 (1995), H. 1, S. 74-85

Mil77 Mills, GS: Use of emission spectroscopy for welding arc analysis, Welding Journal - Welding Research Supplement 56 (1977), H. 3, S. 93s-96s

MT84 Mostaghimi-Tehrani, J; Pfender, E: Effects of metallic vapor on the properties of an argon arc plasma, Plasma Chemistry and Plasma Processing 4 (1984), H. 2, S. 129-139

MKNKI92 Mukae, S; Katoh, M; Nishio, K; Kasuga, K; Ichikawa, H: Improving the softened zone in welds in A5083-H aluminium alloy, Welding International 6 (1992), H. 10, S. 774-779

Mun70 Munske, H: Handbuch des Schutzgasschweißens - Teil 2: Elektrotechnische Grundlagen und Einstellpraxis, Fachbuchreihe Schweißtechnik, Band 30, DVS-Verlag, Düsseldorf 1970


MA94 Murphy, AB; Arundell, CJ: Transport coefficients of argon, nitrogen, oxygen, argon-nitrogen, and argon-oxygen plasmas, Plasma Chemistry and Plasma Processing 14 (1994), H. 4, S. 451-490

Mur94a Murphy, AB: Laser scattering temperature measurements of a free-burning arc in nitrogen, Journal of Physics D: Applied Physics 27 (1994), H. 7, S. 1492-1498

Mur94b Murphy, A B: Modified Fowler-Milne method for the spectroscopic measurement of the temperature and composition of multielement thermal plasmas, Review of Scientific Instruments 65 (1994), H. 11, S. 3423-3427

Mur96 Murphy, AB: The influence of demixing on the properties of a free-burning arc, Applied Physics Letters 69 (1996), H. 3, S. 328-330

Mur01 Murphy, AB: Thermal plasmas in gas mixtures, Journal of Physics D: Applied Physics 34 (2001), H. 20, S. R151-R173

Nag62 Nagler, RG: Application of spectroscopic temperature measurement methods to definition of a plasma arc flame. In Temperature, Its Measurement and Control in Science and Industrie, Vol 3, Part 1, Reinhold Publishing Corporation, New York 1962, S: 643-649

Nem94 Nemchinsky, VA: Plasma parameters near a small anode in a high pressure arc, Journal of Physics D: Applied Physics 27 (1994), H. 12, S. 2515-2521

Nem96 Nemchinsky, VA: The effect of the type of plasma gas on current constriction at the molten tip of an arc electrode, Journal of Physics D: Applied Physics 29 (1996), H 5, S. 1202-1208

Nem97 Nemchinsky, VA: Heat transfer in a liquid droplet hanging at the tip of an electrode during arc welding, Journal of Physics D: Applied Physics 30 (1997), H. 7, S. 1120-1124

Nem98a Nemchinsky, VA: Heat transfer in an electrode during arc welding with a consumable electrode, Journal of Physics D: Applied Physics 31 (1998) H. 6, S. 730-736

Nem98b Nemchinsky, VA: Electrode melting during arc welding with pulsed current Journal of Physics D: Applied Physics 31 (1998) H. 20, S. 2797-2802

NH93 Neumann, A; v. Hobbacher, A : Schweißtechnisches Handbuch für Konstrukteure, Teil 4 / Geschweißte Aluminiumkonstruktionen, DVS-Verlag, Düsseldorf 1993

Neu67 Neumann, W: Spektroskopische Methoden der Plasmadiagnostik, in Ergebnisse der Plasmaphysik und Gaselektronik, Band 1, R. Rompe und M. Steenbeck, Akademie-Verlag, Berlin 1967

NIST99 NIST: Atomic Spectroscopic Database: Internet-Datenband des National Institute of Standards, Version 2.0, März 1999

nn82 NN: Meeting the needs of the fabricator. A special One-Day Seminar in Conjunction with the Northern Welding Exhibition, Norweld / Welding Review, S. 1-16, Leeds 1982

nn85 NN: Welding aluminium with the inert gas processes, technical note 2, Australian Welding Research Association and The Australian Welding Institute, Milsons Point, 1985

nn91 NN: Stahlmarkt 1980 – 1990, Stahl und Eisen 111 (1991), H. 3, S. 187

nn97 NN: Geimpfte Schutzgase verbessern das Schweißergebnis, Aluminium 73 (1997), H. 5, S. 319-320

Ols59 Olsen, HN: Thermal and electric properties of an argon plasma, Physics of Fluids 2 (1959), H. 6, S. 614-623

Ols62 Olsen, HN: Determination of properties of an optically thin argon plasma. In Temperature, Its Measurement and Control in Science and Industrie, Vol 3, Part 1, Reinhold Publishing Corporation, New York 1962, S: 593-606

PM93 Pang, H; McClure, JC: On line measurements of hydrogen contamination using interference filters during VPPA welding. Konferenz-Einzelbericht in „Modelling and Control Joining Processes“, Orlando/Fl., 8.-10. Dezember 1993, S. 361-368


PPMN93 Pang, Q; Pang, T; McClure, JC; Nunes, AC: Spectroscopic measurements of hydrogen and oxygen in shielding gas during plasma arc welding, Transactions of the ASME, Journal of Engineering for Industry 115 (1993), H. 2, S. 145-148

PR01 Park, H; Rhee, S: Analysis of weld geometry considering the transferring droplets in gas metal arc welding, JSME International Journal Series C - Mechanical Systems Machine 7 (2001), H. 3 , S. 856-862

Pea61 Pearce, WJ: Plasma-jet temperature measurement, In Optical Spectroscopic Measurements of High Temperatures, The University of Chicago Press, Chicago 1961, S. 125-169

Poh90 Pohle, C: Zerstörende Werkstoffprüfung in der Schweißtechnik, Fachbuchreihe Schweißtechnik, Band 103, DVS-Verlag, Düsseldorf 1990

PM78 Primke, K; Merkwitz, C: Festigkeitsverluste beim Schweißen von AlMg-Legierungen durch Magnesiumausbrand, Schweißtechnik 28 (1978), H. 4, S.175-176

Qui77 Quigley, MBC; Physics of the welding arc, Welding & Metal Fabrication 46 (1977), H. 10, S. 619-626

QW71 Quigley, MBC; Webster JM: Observation of exploding droplets in pulsed-arc G.M.A. welding, Welding Journal - Welding Research Supplement 50 (1971), H. 11, S. 461-s - 466-s

QU99 Quimby, BJ; Ulrich, GD: Fume formation rates in gas metal arc welding, Welding Journal - Welding Research Supplement 78 (1999), H. 4, S. 142s-149s

RDO74 Rabkin, DM; Dovbishchenko, IV; Psaras, GG: Metallurgical features of the welding of commercially pure aluminium in a mixture of argon and oxygen, Automatic Welding 27 (1974), H. 5, S. 24-28

Rai91 Raizer, YP: Gas discharge physics. Springer-Verlag, Berlin Heidelberg 1991, S. 271ff

Raj00 Rajasekaran, S: Weld bead characteristics in pulsed GMA welding of Al-Mg alloys, Welding Journal - Welding Research Supplement 78 (2000), H. 12, S. 397s-407s

Red02 Redding, CJ: Fume model for gas metal arc welding, Welding Journal - Welding Research Supplement 81 (2002) H. 6, S. 95s-103s

Reh94 Rehm: Technische Unterlagen zur Energiequelle Megapuls RMP 450, Fa. Rehm Schweißtechnik GmbH, Uhingen 1994, (1994)

RT82 Richley, E; Tuma, DT: On the determination of particle concentrations in multitemperature plasmas, Journal of Applied Physics 53 (1982), H. 12, S. 8537-8542

Rie89 Riedelbauch, HC: Entgasen von Aluminiumschmelzen, Aluminium - Internationales Magazin für Industrie, Forschung und Praxis, 65 (1989), H. 5, S. 473-476

RS67 Rompe, R; Steenbeck, M: Ergebnisse der Plasmaphysik und der Gaselektronik, Band 1, Akademie-Verlag, Berlin 1967, und Band 2, Berlin 1971

Rom75 Romanenkov, EI: Calculating the composition of a two-component equilibrium plasma, Automatic Welding 28 (1975), H. 4, S. 20-22

Ruc70 Ruckdeschel, W: Schutzgasschweißen - Der Werkstoffübergang beim MIG- und MAG-Schweißen, DVS-Berichte Band 18 (1970), S. 15-27, DVS-Verlag, Düsseldorf 1970

Rud00 Rudolph, S: Datenbank des Büros für angewandte Mineralogie, Tönisvorst, 2000

RSO92 Ryazantsev, VI; Slavin, GA; Ovchinnikov, VV: Formation and failure of oxide films on aluminium alloys, Welding International 6 (1992), H. 6, S. 468-470

RKN62 Rykalin, NN; Kulagin, ID; Nikolaev, AV: Vaporized electrode material and energy balace in welding arcs, Konferenz-Einzelbericht in “Physics of the Welding Arc - A Symposium“ London, 29. Okt. 1962, S. 46 - 49

SPR55 Saidel, AN; Prokofiew, WK; Raiski, SM: Spektrallinien-Tabellen, Technik Berlin Verlag, 3. Auflage, Berlin 1970


SHL00 Sansonnens L, Haidar J, Lowke JJ: Prediction of properties of free burning arcs including effects of ambipolar diffusion, Journal of Physics D: Applied Physics 33 (2000), H. 2, S. 148-157

SLG68 Savage, WF; Lundin, CD; Goodwin, G: Technical note: An effect of shielding gas on penetration in inconel weldments, Welding Journal - Welding Research Supplement 47 (1968), H. 7, S. 313s-336s

Sch73 Schellhase, M: Messungen der Bogenbrennstabilität von Schutzgasschweißlichtbögen an abschmelzender Elektrode, Schweißtechnik 23 (1973), H. 6, S. 264-268

Sch85 Schellhase, M: Der Schweißlichtbogen - ein technologisches Werkzeug, Fachbuchreihe Schweißtechnik, Band 84, 1. Auflage, DVS-Verlag, Düsseldorf 1985

SW80 Schellhase, M; Weinschenk, HE: Dynamic behaviour of consumable metal arcs, Konferenz-Einzelbericht in „Arc Physics and Weld Pool Behaviour“, London, 8.-10. Mai 1980 (1980), S. 59-66

ST79 Seeger, G; Tiller, W: Laser diagnostics on the TIG arc, Konferenz-Einzelbericht in „Arc Physics and Weld Pool Behaviour“, Vol 1, London, 8.-10. Mai 1979 (1979), S. 214-226

Sel80 Selyanenkov, VN: experimental methods of determining the power particulars of the flow of plasma in a welding arc, Automatic Welding 33 (1980), H. 10, S. 23-25

Sel82 Selyanenkov, VN: Power and thermal particulars of the neutral component of a plasma stream in an arc running in argon, Automatic Welding 35 (1982), H. 1, S.14-16

SG83 Shea, JE; Gardner, CS: Spectroscopic measurement of hydrogen contamination in weld arc plasmas, Journal of Applied Physics 54 (1983), H. 9, S. 4928-4938

SZ95 Simpson, SW; Zhu, P: Formation of molten droplets at a consumable anode in an electric welding arc, Journal of Physics D: Applied Physics 28 (1995), H. 8, S. 1594-1600

SA67 Smårs, EA; Acinger, K: Time resolved measurements on material transport and temperature distribution in high current D.C. arc between melting aluminium electrodes, Konferenz-Einzelbericht in „VIIIth Int. Conf. On Phenomena in Ionized Gases“, Wien 1967, S. 240-241

SA68 Smårs, EA; Acinger, K: Material transport and temperature distribution in arc between melting aluminium electrodes, IIW-Document 212-162-68, 1968, International Institute of Welding, Study Group SG 212: “Physics of Welding”

Ste59 Steenbeck, M: Zu den Prinzipien minimaler Elektrodenspannung und extremaler Entropieproduktion, Naturwissenschaften, 46 (1959), H. 11, S. 373

SW01 Subramaniam, S; White, DR: Effect of shield gas composition on surface tension of steel droplets in a gas-metal-arc welding arc, Metallurgical and Materials Transactions B 32 (2001), H. 4, S. 313-318

TTU02a Tanaka, M; Terasaki, H; Ushio, M: Effect of anode heat transfer on melted penetration in welding process by free-burning argon arc, Iron and Steel Institute of Japan, ISIJ International 42 (2002), H. 9, S. 1005-1009

TTUL02 Tanaka, M; Terasaki, H; Ushio, M; Lowke, JJ: A unified numerical Modeling of stationary tungsten-inert-gas welding process, Metallurgical and Materials Transactions B 33 (2002), H. 7, S. 2043-2052

TTU02b Terasaki, H; Tanaka, M; Ushio, M: Effects of metal vapor on electron temperature in helium gas tungsten arcs, Metallurgical and Materials Transactions B 33 (2002), H. 4, S. 1183-1188

TK62 Thiel, E; Krempl, H,: Untersuchungen am Gleichstrombogen für die spektrochemische Analyse zur Konstanthaltung der Plasmatemperatur, Zeitschrift für angewandte Physik 14 (1962), H. 6, S. 431-347

Thi73 Thier, H: Ursachen der Porenbildung beim Schutzgasschweißen von Aluminium und Aluminiumlegierungen, Schweißen und Schneiden 25 (1973), H. 11, S. 491-494

Tho93 Thornton, MF: Spectroscopic determination of temperature distributions for a TIG arc, Journal of Physics D: Applied Physics 26 (1993), H. 9, S. 1432-1438


TPKNM94 Tochikubo, F; Petrovic, ZL; Kakuta, S; Nakano N; Makabe, T: Influence on Ar metastable on the discharge structure in Ar and N2 mixture in R F discharges at 13.56 MHz. Japanese Journal of Applied Physics 33 (1994), H. 7b, S. 4271-4275

Ton75 Ton, H: Physical properties of the plasma-MIG welding arc, Journal of Physics D: Applied Physics 8 (1975), H. 8, S. 922-933

TMNG92 Torres, MR; McClure, JC; Nunes, AC; Gurevitch, AC: Gas contamination effects in variable polarity plasma arc welded aluminium, Welding Journal - Welding Research Supplement 71 (1992), H. 4, S. 123s-131s

TP79 Tsao, K C; Pavelic, V: Spectroscopic studies of a constricted argon pasma arc, Konferenz-Einzelbericht in „Arc Physics and Weld Pool Behaviour“, Vol 1, London, 8.-10. Mai 1979, S. 39-47

UHTTM94 Ushio, M; Hakata, K; Tanaka, M; Tong, H; Mita, T: Fume generation in Al-Mg alloy welding with AC-pulsed GMA welding method, Transactions of the Japan Welding Research Institute 23 (1994), H. 1, S. 21-26

Vog84 Vogel, W: Oberflächenuntersuchungen an dem Aluminiumschweißzusatzwerkstoff AlMg5, Schweißen und Schneiden 36 (1984), H. 3, S. 135

WT01a Wang, Y; Shi, Q; Tsai HL: Modeling of the effects of surface-active elements on flow patterns and weld penetration Metallurgical and Materials Transactions B 32 (2001), H. 1, S. 145-161

WT01b Wang, Y; Tsai, HL: Effects of surface active elements on weld pool fluid flow and weld penetration in gas metal arc welding; Metallurgical and Materials Transactions B 32 (2001), H. 3, S. 501-515

WX95 Wang, W; Xu X: A new method for diagnosing the temperature profile in axisymmetric plasma, Chinese Physics Letters 12 (1995) H. 3, S. 171-174

WS79 Watanabe, T; Suzuki, M: The arc phenomenon in large current MIG arc welding. Konferenz-Einzelbericht in „Arc Physics and Weld Pool Behaviour“, Vol 1, London, 8.-10. Mai 1979, S. 147-163]

WM78 Watanabe, T; Maramuto, H: Argon/oxygen an argon/CO2 gas shield for the deep penetration Gas-Metal-Arc welding of aluminium alloys. Konferenz-Einzelbericht in „Advances in Welding Processes, 4th Int. Conf.“, Harrogate/Yorkshire, 9.-11. May 1978, S.147-160

WS73 Weinschenk, H; Schellhase, M: Messungen der Bogenbrennstabilität von Schutzgasschweißlichtbogen an abschmelzender Elektrode, Schweißtechnik 23 (1973) H. 6, S. 294-268

WK89 Welz, W; Knoch, R: Einstellen und Klassifizieren von Impulslichtbogen zum Metall-Inertgasschweißen, Schweißen und Schneiden 41 (1989), H. 12, S. 658-660

WDWS97 Wendelstorf, J:, Decker, I; Wohlfahrt, H; Simon, G: TIG and plasma arc modelling, Konferenz-Einzelbericht in Mathematical Modelling of Weld Phenomena 3: International Meeting on the Numerical Analysis of Weldability, 1996, Graz, Ed. by. H. Cerjak, London: Institute of Materials, 1997

Wen00 Wendelstorf, J: Ab Initio modelling of thermal plasma gas discharges, Disssertation TU-Braunschweig, 2000

WM98 Wendelstorf, J: Montero, R: Berechungsprogramm zu Bestimmung der Plasmazusammensetzung für 3-Element-Systeme, TU-Braunschweig, Institut für theoretische Physik, 1998

Woo80 Woods, R A: Metal transfer in aluminium-alloys, Welding Journal - Welding Research Supplement 59 (1980), H. 2, S. 59-66

WG02 Wu CS; Gao JQ: Effect of anode heat transfer on melted penetration in welding process by free-burning argon arc, Iron and Steel Institute of Japan, ISIJ International 42 (2002), H. 9, S. 1005-1009

WUT97 Wu, CS; Ushio, M; Tanaka, M: Analysis of the TIG welding arc behaviour, Computational Material Science 3 (1997), H. 7, S. 308-314


Yon95 Yonglon; S: Some phenomena and features of the component distributions in the welding arc, China Welding 4 (1995), H. 1, S. 65-69

Yon96 Yonglon; S: Some features of welding arc radiation, China Welding 5 (1996), H. 2, S. 96-101

ZPF85 Zamkov, VN; Prilutskii, VP; Fortunatova, NN: Calculating the degree to which welding arc plasma is ionised, Automatic Welding 38 (1985), H. 9, S. 33-35

ZBB02 Zimmer, AT; Baron, PA; Biswas, P: The influence of operating parameters on number-weighted aerosol size distribution generated from a gas metal arc welding process, Journal of Aerosol Science 33 (2002), H. 3, S. 519-531

160 DANKSAGUNG

Danksagung

Die vorliegende Arbeit ist während meiner Tätigkeit als wissenschaftlicher Mitarbeiter

am Institut für Werkzeugmaschinen und Fabrikbetrieb (früher am Institut für Werk-

stofftechnik) im Fachgebiet Füge- und Beschichtungstechnik an der Technischen

Universität Berlin entstanden.

Bei Herrn Prof. Dr.-Ing. Dr. h.c. Dorn bedanke ich mich für die Möglichkeit, diese

Arbeit in seinem Fachgebiet durchführen zu können und die fachliche Unterstützung.

Mein Dank gilt Frau Prof. Dr.-Ing. Nutsch, Leiterin des Fachgebietes Plasma- und

Oberflächentechnik an der Technischen Universität Ilmenau, für die förderlichen

Diskussionen und die Bereitschaft, diese Arbeit über die gesamte Entstehungszeit im

Hinblick auf die Plasmaphysik zu betreuen. Erst mit ihren wertvollen Anregungen und

Ermutigungen gelang der erfolgreiche Abschluss dieser Arbeit.

Die spektroskopischen Untersuchungen wurden im Institut für Niedertemperatur-

Plasmaphysik in Greifswald durchgeführt. Mein besonderer Dank gilt Dr.-Ing. Heinz

Schöpp, Dr. Manfred Kettlitz sowie auch Dr. H. Hess für die kooperative Zusammen-

arbeit mit der Möglichkeit der Nutzung ihrer Laboreinrichtungen sowie den offenen

Gedankenaustausch, ohne die das erfolgreiche Gelingen dieser Arbeit nicht möglich

gewesen wäre. Großer Dank gilt ihrem Interesse an dieser Arbeit, ihren hilfreichen

Hinweisen zu der Auswertung der spektroskopischen Messungen und den vielen

Gesprächen zur Physik des Lichtbogens. Hierzu möchte ich auch Eckhard Metzke

für seine fundierten Anregungen in der letzten Phase danken. Gedankt sei auch

Herrn Mirko Baudisch für seine hervorragende Unterstützung und die Betreuung in

der Laborphase.

Meinem Kollegen Marc Hübner sei sehr gedankt für die sehr gute Zusammenarbeit

mit seiner immerwährenden Bereitschaft zu Diskussionen, seine konstruktiven und

kreativen Lösungsvorschlägen und den vielen wertvollen Hinweisen beim Aufbau der

Schweißversuchseinrichtungen und der Durchführung aller experimentellen

Untersuchungen.

Mein Dank gilt auch meinen ehemaligen Kollegen Prof. Dr.-Ing. Nanda Munasinghe

und Prof. Dr. Amitava De für ihre Motivation, Anregungen und Unterstützung.

DANKSAGUNG 161

Mein besonderer Dank richtet sich an alle Mitarbeiter unseres Fachgebietes, die

mich mit ihrer Mitarbeit bei der praktischen Durchführung meiner Arbeit unterstützt

haben. Insbesondere danke ich der Metallografin Heike Sodeik (vorm. Prewitz) für

die metallografischen Arbeiten, Herrn D. Chmilewski für die Unterstützung bei der

Versuchsdurchführung sowie besonders Heinz Lüdtke und Andreas Trampenau für

ihre hervorragende Arbeit und ihr Mitdenken bei der Herstellung aller Vorrichtungen

und der Probenpräparation.

Meinen ehemaligen Studien- und Diplomarbeitern Olaf Walter, Thomas Behrendt und

Dirk Seeger sei gedankt für die Unterstützung bei der Durchführung der

experimentellen Untersuchungen.

Danken möchte ich auch der Fa. Elisental für ihre Bereitstellung der Drahtelektroden,

der Fa. VAG für die Bereitstellung der Bleche sowie Herr Dr. Noelle von der AGA

Gas für seine Unterstützung bei der Bereitstellung der Schutzgase.

Ganz besonders danke ich meiner Frau Susanne, meinem Sohn Lennart, meiner

Tochter Clara und meinem Sohn Finn Otto, die mir mit ihrem Verständnis, ihrer

Geduld und ihrer großen Zuversicht die Kraft gaben, diese Arbeit erfolgreich

abzuschließen.

ANHANG A1

8 ANHANG

1. Auswertungsprogramm zur Berechnung der Teilchendichten, Temperatur und Partialdrücke aus der Auswertung der Emissionskoeffizienten für das MIG-Plasma, Mathcad, / MAT99/

2. Grotrian-Diagramme und Atom-Energieniveaus: Bashkin S and J O Stoner jr: „atomic energy levels & grotrian diagrams 1 – sulfur I – titanium XXII 2 – hydrogen I – phospherus XV “ North-Holland Publishing Company – Amsterdam, Oxford; 1975

3. Bilder des Versuchsaufbaus für die spektroskopischen Untersuchungen am INP-Greifswald

A2 ANHANG

8.1 Auswertungsprogramm zur Berechnung der Teilchendichten, Temperatur und Partialdrücke aus der Auswertung der Emissionskoeffizienten für das MIG-Plasma

ANHANG A3

A4 ANHANG

ANHANG A5

A6 ANHANG

ANHANG A7

A8 ANHANG

ANHANG A9

A10 ANHANG

8.2 Grotrian-Diagramme und Atom-Energieniveaus Grotrian-Diagramm: Magnesium, nicht ionisiert

Mg

0 383 für Bartels

Mg

0 517

Mg

0 278

ANHANG A11

Atom-Energieniveaus: Magnesium, nicht ionisiert

Mg 0

517

Mg 0

278

A12 ANHANG

Grotrian-Diagramm: Magnesium, ionisiert

Mg

1 293

Mg

1 448

ANHANG A13

Atom-Energieniveaus: Magnesium, ionisiert

Mg 1

293

Mg 1

448

A14 ANHANG

Grotrian-Diagramm: Aluminium, nicht ionisiert

Al0 396

ANHANG A15

Atom-Energieniveaus: Aluminium, nicht ionisiert

Al 0

396

A16 ANHANG

Grotrian-Diagramm: Aluminium, nicht ionisiert

Al0 396

ANHANG A17

Grotrian-Diagramm: Argon, nicht ionisiert

Ar 0

764

, 783

und

772

A18 ANHANG

Atom-Energieniveaus: Argon, nicht ionisiert

Atom Energie Niveaus: Aluminium, ionisiert

8.3

Ar

0 764, 783 und 772

ANHANG A19

Bilder des Versuchsaufbaus für die spektroskopischen Untersuchungen am INP-Greifswald

Brenner, feststehend

Quarzlinse

Quarz-LWL, Eingang

Wiege, Justage

Triggerkontakt, induktiv

Spannvorrichtg., fahrend

Strom-kontaktierung

Quarz-LWL, Ausgang

Spiegel

Polychromator, Eingangsspalt

Quarz-LWL, Eingang

Justage-Laser

Polychromator

ICCD-Kamera

Trigger-Oszilloskop

MCP-Steuergeräte

Steuerung Polychromator

Documents

Auswirkungen von Aktivgaszumischungen im vpm-Bereich zu ...€¦ · CCD charged coupled device CO Kohlenmonoxid CO 2 Kohlendioxid CH 3 Methyl CrNi Chrom-Nickel-Stahl e-Elektron EDA