Grundlagen der Verschleißschutz­technik für Schüttgüter (Teil 1)

1 Einleitung

Die Lebensdauer bzw. Verfügbarkeit der Apparate und Anlagen, die für den Transport oder die Handhabung von Schüttgütern eingesetzt werden, wird häufig durch den Verschleiß der vom Feststoff temporär oder permanent kontaktierten Wandoberflächen bestimmt. Das heißt aber nicht, dass allein die Schüttgut- und Feststoffeigenschaften diesen Vorgang dominieren. Auch die speziellen Betriebsbedingungen, z.  B. Relativgeschwindigkeit Schüttgut-Wand, Anpressdruck oder Arbeitstemperatur, sowie die Wandgeometrie, die Struktur und Eigenschaften des Wandwerkstoffs und das Zwischenraummedium nehmen Einfluss auf die Intensität des Verschleißes. Für eine Verschleißanalyse ist somit die alleinige Bewertung des Schüttguts nicht ausreichend, vielmehr ist in jedem Fall eine Analyse des gesamten Verschleißsystems erforderlich [1, 2]. Es gilt: Verschleiß ist keine Stoff- sondern eine Systemeigenschaft.

Eine ganzheitliche und systematische Analyse des Verschleißprozesses unterstützt die Ursachenforschung und erlaubt es, im konkret betrachteten Fall die wesentlichen Einflussgrößen zu identifizieren und darauf aufbauend, intelligente verschleißmindernde Lösungen zu konzipieren. Diese sollten über die simple Erhöhung der Wandwerkstoffqualität oder des angebotenen Verschleißvolumens hinweggehen und könnten z.  B. in einer den aktuellen Verhältnissen angepassten Wandgeometrie kombiniert mit einer Veränderung der Betriebsbedingungen bestehen: Die eigentlichen Verschleißursachen müssen detektiert und beseitigt bzw. gemildert werden; langfristig wirksame Lösungen sind kurzzeitigen Verbesserungen vorzuziehen. Ziel ist es, einen störungsfreien Anlagenbetrieb ohne Verschleißstillstände bei minimalen Verschleißkosten über eine vorher definierte, möglichst lange, Reisezeit zu gewährleisten.

Um eine Verschleißanalyse durchführen und spezifische Lösungsansätze erarbeiten zu können, sind Kenntnisse über die verschiedenen Einflussgrößen und deren Auswirkungen auf den Verschleißprozeß notwendig. Im Folgenden werden, nach der Darstellung einiger grundlegender Zusammenhänge, die wesentlichen dieser Größen und ihre Abhängigkeiten dargestellt. Es wird grob in die Einflussbereiche: Prozessbedingungen, Schüttgut, Wandwerkstoff und Geometrie, unterschieden. Gerade dieser Versuch einer Einordnung lässt die vielfältigen zwischen den Einzelgrößen bestehenden wechselseitigen Einflüsse besonders deutlich hervortreten. Exemplarisch werden der durch gleitendes Schüttgut an einem Grundkörper verursachte Abrasivverschleiß sowie der durch Partikelbeschuss ausgelöste Strahlverschleiß näher analysiert (Bild 1). Es wird jeweils zwischen den beiden Grenzfällen eines Grundkörpers bzw. einer Wand aus duktilem und aus sprödem Werkstoff unterschieden. Eine Fallbeispiel mit einer detaillierten Verschleißanalyse schließt den Bericht ab. Die aus dieser Analyse resultierenden Konsequenzen werden diskutiert und in ihren Auswirkungen einander gegenübergestellt.

2 Kontakt- und bruchmechnische Einflussgrößen

Durch den Kontakt der Partikeln eines Schüttguts mit der umgebenden Wand, einem Werkzeug oder einem Gegenkörper werden alle beteiligten Systemkomponenten einer mehr oder weniger starken Beanspruchung unterworfen. Diese kann sowohl zur Ablösung von Verschleißpartikeln aus dem Grundkörper als auch zum Bruch/Abrieb von Schüttgutteilchen führen, d.  h. Verschleiß und Kornzerstörung sind in allen Herstellungs- oder Verarbeitungsschritten eines Schüttgutes miteinander konkurrierende Prozesse. Um Verschleiß an den Bauelementen einer Anlage zu verursachen, sind somit ausreichend stabile Schüttgutpartikeln erforderlich. Beim nachfolgenden Überblick über Vorgänge beim Partikel/Wand-Kontakt wird eine solche Teilchenstabilität vorausgesetzt.

Wird eine starre ideal kugelförmige Schüttgutpartikel mit unterschiedlich großen Normalkräften F_N gegen einen weicheren ideal ebenen elastischen Grundkörper gepresst, so ergeben sich, bei Vernachlässigung von Adhäsions- und Reibungskräften zwischen den Kontaktflächen, die in Bild 2 dargestellten Wirkungen: Die Kraft F_N,1 (Bild 2a) führt zu einem reversiblen elastischen Kontakt, der mit der Hertz’schen Theorie berechnet werden kann. Über der kreisförmigen Kontaktfläche mit dem Radius a baut sich ein halbkugelförmiger Druckspannungsverlauf mit der mittleren Spannung p−  =  F_N/(p · a²) und pˆ  = 3/2 · p− als maximaler Druckspannung auf; am Rand der Kontaktfläche ist p(a)  =  0. Das sich im Grundkörper ausbildende räumliche Spannungsfeld weist eine maximale Schubspannung von tˆ  >  0,31· pˆ in der Tiefe z  =  0,47· a unterhalb des Kontaktmittelpunkts sowie die größten Zugspannungen entlang des Radius’ a auf. Mit den Vergleichspannungshypothesen nach Tresca oder von Mises berechnete einaxiale Vergleichsspannungen s_V liefern einen Größtwert sˆ_V am Ort der maximalen Schubspannung tˆ: Die höchste Werkstoffanstrengung liegt somit nicht in der Kontaktfläche sondern innerhalb des Grundkörpers.

Gleichsetzen der maximalen Vergleichsspannung sˆ_V mit der Fließspannung des Grundkörperwerkstoffs bei Kompression s_F,W, erlaubt es, diejenige Kontaktkraft F_N,F bzw. -pressung p−_F zu berechnen, ab der irreversible plastische Verformung im Grundkörper einsetzt. Dieses geschieht ab einer mittleren Flächenpressung von

                                                                                        p− = p−_F  > 1,1 · s_F,W(1)

und startet am Ort der größten Vergleichs- = größten Schubspannung (Bild 2b).

Eine Steigerung der Normalkraft über F_N,F hinaus führt zu ­einer Vergrößerung des plastifizierten Werkstoffbereichs. Bei p−  =  p−_pl  >  3,0 · s_F,W erreicht die plastische Zone die Werkstoffoberfläche/Kontaktfläche (Bilder 2c und 2d). Eine weitere Steigerung von F_N vergrößert den Fließbereich weiter, führt aber zu keiner oder einer nur geringen Erhöhung der mittleren Kontaktpressung . Dieser Zustand ist demjenigen bei einer Härteprüfung vergleichbar [3, 4, 5]. Es gilt somit:

H_W = p−_pl  > 3,0 · s_F,W(2)

mit: H_W – aktuelle Härte des Grundkörperwerkstoffes (g im vorliegenden Text wird die Vickershärte HV verwendet).

Der durch Gl. (2) beschriebene Zusammenhang ist weitestgehend unabhängig von der Form des eindringenden Körpers, d.h. bei ideal plastischer Verformung kann die zur Erzeugung einer Kontaktfläche A_C bzw. Eindringtiefe z erforderliche Normalkraft mit dem Ansatz F_pl  =  A_C · H_W berechnet werden. Für die Kombination Kugel-Platte gilt z.  B.: A_C =  p · a²  >  p · D_p · z, mit: D_P = Partikeldurchmesser.

Der plastische Bereich ist umgeben von elastisch verformtem Material. Bei einer Entlastung des Kontakts wird dessen Spannungsabbau behindert und es verbleibt ein elastisches Rest-/Eigenspannungsfeld im Grundkörper, d.  h. es wird lokal Energie gespeichert.

Wird die kugelförmige Schüttgutpartikel mit einer vorgegebenen Geschwindigkeit u_P senkrecht auf den ebenen Grundkörper geschossen, so stellen sich die oben beschriebenen Vorgänge in gleicher Weise ein. Mit Hilfe der Hertz’schen Theorie und der Gl. (1) kann diejenige Aufprallgeschwindigkeit u_P,F berechnet werden, ab der plastische Verformung im Grundkörper einsetzt [4, 6]. Für diese gilt:

u_P,F = 48,65 · k^5/2 · 1R2^3/2 s^5/_F,W²(3)

     D_p r_p^1/2 · E²_^

mit:  1  = 1 · 11–n²_W + 1–n²_p2, reduzierter Elastizitätsmodul,

   E_^   2 E_W E_p

E_W/P – Elastizitätsmodul der Wand/Partikel,

n_W/P – Poissonsche Zahl der Wand/Partikel,

R – lokaler Radius des Kontaktpunkts,

r_P – Partikeldichte,

Eine Herleitung der Gl. (3) enthält [6]. Bild 3 zeigt deren Auswertung mit k  =  1,1 in dimensionsloser Form. Um den Einfluss unterschiedlicher Kornformen abschätzen zu können, wird zwischen dem lokalen Partikelradius R am Kontaktpunkt und dem Durchmesser D_P der zugehörigen Partikel, berechnet als volumengleiche Kugel, unterschieden. Mit scharfkantiger werdenden Schüttgutteilchen, d.  h. abnehmendem Verhältnis R/D_P,
verringert sich die für die Einleitung der plastischen Ver­formung mindestens erforderliche Aufprallgeschwindigkeit u_P,F.
Für die ideal kugelförmige Partikel gilt R/D_P  =  1/2. Bei konstantem R/D_P ist u_P,F unabhängig von der Größe des Partikeldurchmessers.

In der Anwendung bedeutet das folgendes: Eine ­Stahlkugel prallt senkrecht auf eine ebene Stahlwand, s_F,W  =  1000 MPa, E_W  =  E_P  =  210 GPa, n_W  =  n_P  =  0,3, D_P  =  1,0 mm, R/D_P  =  0,5, r_P  =  7850  kg/m³, daraus u_P,F = 0,146 m/s . Wird die Stahlkugel
durch eine Quarzkugel mit E_P > 140 GPa, n_P > 0,3 und r_P  =  2650 kg/m³ ersetzt, gilt u_P,F = 0,393 m/s. Ist die Quarzpartikel an der Kontaktstelle abgeplattet, R/D_P = 1,0, folgt u_P,F  =  1,113 m/s, ist sie scharfkantig, R/D_P  =  0,1, resultiert ­daraus u_P,F  =  0,035 m/s. Grenzgeschwindigkeiten für andere Materialkombinationen liegen in der gleichen Größenordnung, d.h. Stöße zwischen harten Partikeln und einem metallischen Grundkörper führen fast immer zu plastischen Verformungen im Grundkörper.

Ersetzt man in Gl. (3) den Faktor k  =  1,1 durch den Wert k  =  3,0 (Gl. 2), dann kann diejenige Aufprallgeschwindigkeit u_P,pl abgeschätzt werden, bei der die plastifizierte Zone die ­Kontaktfläche erreicht. Für die obigen Anwendungsbeispiele ergeben sich: Stahlkugel: u_P,pl  =  1,79 m/s, Quarzkugel: u_P,pl  =  4,83 m/s, Quarzpartikel, abgeplattet: u_P,pl  =  13,67 m/s, Quarzpartikel, scharfkantig: u_P,pl = 0,43 m/s. Genauere Berechnungsansätze liefern keine wesentlich anderen Ergebnisse. Der dynamische Aufprallvorgang darf bei Partikelgeschwindigkeiten u_P < 100 m/s quasistatisch wie das Eindringen eines Härteprüfkörpers in eine Oberfläche behandelt werden [3, 4]. Oberhalb von u_P > 100 m/s sind dynamische Effekte zu berücksichtigen. Hieraus folgt, dass z.  B. der Wandaufprall von Schüttgutpartikeln in einer pneumatischen Förderleitung quasistatisch berechnet werden kann.

Wird dem bisher untersuchten normalbeanspruchten Kontakt Kugel-Grundkörper eine Relativbewegung tangential zur
Grundkörperoberfläche und damit eine Reibungskraft F_T = m_f · F_N überlagert, verschiebt sich das Vergleichsspannungsmaximum sˆ_V innerhalb des Grundkörpers durch die zusätzlich eingeleiteten Schubspannungen mit größer werdendem Reibungskoeffizienten m_f in Richtung Kontaktfläche und erreicht diese bei einem kritischen Wert m_f,c. Die plastische Verformung setzt dann direkt in der Kontakt- bzw. Grundkörperoberfläche ein. Kritische Reibungskoeffizienten liegen im Bereich von m_f,c  >  0,3.

Mit ansteigender Belastung F_N wird bei plastisch verformbaren Werkstoffen, insbesondere Metallen, häufig eine ausgeprägte Kaltverfestigung s_F,W  ~  Fⁿ_N  ~  H_W beobachtet, d.  h., der Werkstoff wird im oberflächennahen Kontaktbereich „härter“. Bild 4
zeigt derartige durch intensiven Partikelbeschuss verursachte Härteprofile in einem Grundkörper aus C-Stahl [7]. Parameter ist der Aufprallwinkel a_S,W. Die Vickershärte des unbeanspruchten Stahls beträgt hier H_W  >  1,60 kN/mm². Beim bisher vorausgesetzten linear elastisch-ideal plastischen Verhalten gilt s_F,W  =  konst. Zusätzlich kann auch die Beanspruchungsgeschwindigkeit das Werkstoffverhalten beeinflussen.

Wandwerkstoffe weisen, wie in Bild 5 dargestellt [1], senkrecht zu ihrer Oberfläche eine räumliche Struktur auf. Einer äußeren Adsorptionsschicht, die sich in einem dynamischen Gleichgewicht mit dem angrenzenden Umgebungsmedium ausbildet, folgt eine Oxid-/Reaktionsschicht, unter der wiederum unterschiedliche, aus vorangegangener Bearbeitung und Formgebung resultierende, weitere Schichten liegen. Erst danach ist das unbeeinflusste Werkstoffgefüge erreicht. Hieraus resultiert, dass die Werkstoffoberfläche ein anderes Verhalten zeigt bzw. andere Stoffeigenschaften aufweist als das Werkstoffinnere, d.  h. eine eindringende Partikel erfährt je nach Eindringtiefe unterschiedliche Werkstoffreaktionen. Dazu ein Beispiel: Bis auf wenige Ausnahmen ist die Härte von Metalloxiden i.a. deutlich größer als diejenige der Metalle; beim Eisen beträgt das Verhältnis H_W,Fe-Oxide/H_W,Fe > 3 [1]. Das Problem wird noch unübersichtlicher, wenn der Werkstoff z.  B. aus mehreren Kristallphasen besteht, als Verbundmaterial, z.  B. Matrix mit eingelagertem Härteträger, aufgebaut ist oder eine Oberflächenbehandlung oder -beschichtung erfahren hat. Auch die Schüttgutteilchen sind entsprechend strukturiert. Da Grundkörper im Kontaktbereich nicht ideal eben und Schüttgutpartikeln, wie bereits oben diskutiert, weder ideal kugelförmig noch ideal glatt sind, werden die Kontakte zwischen beiden in der Praxis über Rauhigkeitserhebungen vermittelt. Dies verkompliziert die Beschreibung weiter, da z.  B. die Rauhigkeitsstruktur durch den Kontaktprozess selbst verändert wird.

Trotz aller Einschränkungen ist es mit den oben angedeuteten Ansätzen möglich, Wandwerkstoffbeanspruchungen und -reaktionen durch Partikel-/Wand-Kontakte, die damit korrespondierenden Eindringtiefen usw. abzuschätzen [3, 4, 5, 11]. Derartige Berechnungen erfordern zwar idealisierende Annahmen, liefern aber trotzdem praxisrelevante Aussagen, z.B. hinsichtlich möglicher Interaktionen zwischen der Dicke einer vorgesehenen Verschleißbeschichtung, der Eindringtiefe der Schüttgutpartikeln und der daraus resultierenden Spannungsverteilung und Lage des Beanspruchungsmaximums im Grundkörper.

Bisher wurde der Fall einer “harten” Schüttgutpartikel betrachtet, die in einen weicheren Grundkörper mit der Härte H_W eindringt und dort plastische Verformungen auslöst. Messungen und theoretische Analysen zeigen [4, 8, 9], dass hierfür eine Partikel mit einer Härte von

H_p $ 1,2 · H_W(4)

erforderlich ist. Kleinere H_P-Härten führen zur plastischen Verformung der Partikel. In der nachfolgenden Darstellung wird, sofern nicht anders vermerkt, von harten Schüttgutpartikeln ausgegangen.

Ist Gl. (4) erfüllt, d.  h. sind die Schüttgutpartikeln ausreichend hart und auch in der Lage, die oben diskutierten Kontaktbelastungen zerstörungsfrei zu ertragen, so resultiert das in einer intensiven Beanspruchung des Grundkörpers und es muss mit hohem Verschleiß an diesem gerechnet werden. Das Ablösen einer Verschleißpartikel ist gleichbedeutend mit einem lokalen Bruch des Grundkörperwerkstoffs. Brüche werden durch Zugspannungen (Bruchform: Sprödbruch) oder Schubspannungen (Bruchform: Zähbruch) verursacht. Mischformen treten ebenfalls auf. Vorstufe eines Bruchs ist der Anriss, dessen Vergrößerung zum Bruch führen kann. Man unterscheidet stabiles Risswachstum von instabilem Risswachstum. Im erstgenannten Fall erweitert sich der Riss nur bei weiter ansteigender Belastung, im zweiten vergrößert er sich ohne eine weitere Lasterhöhung unter Nutzung von im Grundkörper gespeicherter elastischer Energie.

Ein Sprödbruch trennt den Werkstoff senkrecht zur größten Normalspannung und erscheint, makroskopisch gesehen, verformungslos. Auf mikroskopischer Ebene finden jedoch plastische Deformationen mit Bildung von Versetzungen und Versetzungsbewegungen statt, die sich an Hindernissen, z.  B. Einschlüssen, Korngrenzen, harten Phasen, aufstauen und in diesen Bereichen die Entstehung von Mikrorissen fördern. Wegen der insgesamt nur geringen lokalen plastischen Verformbarkeit wird der überwiegende Teil der durch die äußere Beanspruchung zugeführten Energie elastisch gespeichert und steht damit für die Einleitung eines quasi schlagartigen instabilen Risswachstums zur Verfügung. Ein Sprödbruch verläuft entlang der kristallographischen Ebenen (transkristalliner Bruch), ggf. auch entlang der Kristallgrenzen (interkristalliner Bruch), sofern diese Schwachstellen darstellen.

Beim Zähbruch führt zunehmende plastische Deformation zur Ausschöpfung der Aufnahmefähigkeit des Werkstoffs für Versetzungen und in der Folge zur Bildung von Mikroporen um harte Einschlüsse, z.  B. Karbide, Oxide. Weiter ansteigende Belastung resultiert in Porenvergrößerungen, innerer Einschnürung und Vereinigung von Hohlräumen. Die relativ dünnen Werkstoffbrücken zwischen den Hohlräumen werden danach in Richtung der größten Schubspannung abgeschert. Makroskopisch ist der Zähbruch durch eine Einschnürung und eine parallel zur größten Schubspannung verlaufende Bruchrichtung gekennzeichnet.

Spröd- und Zähbrüche lassen sich metallografisch gut unterscheiden. Zunehmende Beanspruchungsgeschwindigkeit und abnehmende Werkstofftemperatur verschieben die Bruchform in Richtung Sprödbruch.

Die Bruchanfälligkeit, insbesondere spröder Werkstoffe, kann durch die sogenannte Bruchzähigkeit K_c charakterisiert werden. K_c wird mit standardisierten Messverfahren ermittelt. Da drei Rissöffnungsarten möglich sind, unterscheidet man die drei Bruchzähigkeiten K_Ic, K_IIc, K_IIIc (Bild 6). Im Folgenden wird der für die vorliegende Problemstellung wichtige Modus I betrachtet, bei dem der Riss senkrecht zur Rissfläche auseinander gezogen wird. Duktile Werkstoffe weisen eine große Bruchzähigkeit, spröde Werkstoffe eine geringe Bruchzähigkeit auf (Tabelle 1, [10]). K_Ic ist der kritische Wert des sogenannten Spannungsintensitätsfaktors K_I, der die „Stärke“ des Spannungsfeldes an der Spitze eines Risses beschreibt. K_I ist durch die Gleichung

K_I > s_N · y ·Î p · c hier: y > 1(5)

mit:   s_N – von außen aufgebrachte Spannung,

c – halbe Risslänge,

y – geometrischer Formfaktor; Werte für diverse Bruchgeometrien und Beanspruchungssituationen liegen in Handbüchern vor; y ➝ 1 bei unendlich ausgedehntem Grundkörper,

Dimension: K_I [Spannung] · [Länge]^1/2, z.  B. Pa · m^1/2,
N/m^3/2,

definiert. Bild 7 veranschaulicht die Vorgänge an einer Rissfront. Ein Rissspitzenradius r ➝ 0 resultiert in einer Spannungssingularität, die durch plastische Deformation auf die Fließspannung s_F,W abgebaut wird. Vor der Rissspitze bildet sich somit eine plastische Zone aus. Deren Größe kann mit

x_pl >  1 · 1 K_I 2²(6)

 p  s_F,W 

abgeschätzt werden.

Aus einer Energiebilanz an einem Riss der Länge 2c folgt, dass die für eine Rissvergrößerung von 2c auf (2c + dc) (= Erzeugung einer größeren Rissoberfläche) erforderliche spezifische Energiefreisetzungsrate dW/dc  =  K²_I/E_W einen kritischen Wert K_Ic überschreiten muss. Hieraus folgt: Erst wenn der Spannungsintensitätsfaktor K_I eine werkstoffspezifische kritische Größe K_Ic, die sogenannte Bruchzähigkeit, erreicht, kommt es zum Risswachstum. Wie Gl. (6) zeigt, sind großen K_Ic-Werten große plastifizierte Bereiche vor der Rissfront zugeordnet und umgekehrt. Ein duktiler Werkstoff ist deshalb zäher/weniger bruchempfindlich als ein spröder Werkstoff, weil er mehr Energie irreversibel durch Aufbau der plastischen Zone absorbiert, die dann nicht mehr für eine Oberflächenvergrößerung des Risses zur Verfügung steht [3, 10].

Eine spezielle, insbesondere für den Verschleiß spröder Wandwerkstoffe, z.  B. von Keramikauskleidungen, bedeutsame Bruchform ist das sogenannte „lateral cracking“. Hierbei „platzen“ flache Werkstoffchips von der beanspruchten Oberfläche ab. Laterale Brüche treten bei Überschreitung einer kritischen Auflast auf, die mit der Gleichung

F_P,c = a · K⁴_Ic · f  1E_W2  mit: a₀ = a · f  1E_W2 > 2 ·10⁵(7)

H³_W      H_WH_W

abgeschätzt werden kann [12]. In Bild 8 sind die beim Bruch ablaufenden Vorgänge vereinfacht dargestellt. Eine ­scharfkantige Partikel wird mit zunehmender Kraft F_P (Punktlast) in den Grundkörper gepresst, der sich gemäß Gl. (2) plastisch ­verformt. Die plastifizierte Zone P dehnt sich mit größer werdendem F_P aus. Wenn F_P den kritischen Wert F_P,c ,Gl. (7), erreicht, beginnt sich unterhalb von P auf Grund dort wirkender Zugspannungen ein vertikaler Entlastungsriss M auszubilden, der sich mit weiter anwachsendem F_P ausdehnt. Bei Verringerung von F_P schließt sich M wieder, gleichzeitig kommt es jedoch zur Ausbildung eines Querrisses L (lateral crack). Ausgelöst wird dieser durch die bei der Entlastung des Kontakts im Grundkörper verbleibenden elastischen Restspannungen. Die Enden des Querrisses biegen sich bei vollständiger Entlastung in Richtung Grundkörperoberfläche und durchbrechen diese häufig. Das führt bei der hier betrachteten Punktlast zu einem direkten Werkstoffabtrag der Größe V  >  p · c ²_I· d_I (Bild 8). Weitere Vorbedingung für eine derartige Bruchausbildung, neben F_P  >  F_P,c, ist, dass ausreichend Schwachstellen/Defekte im Wandwerkstoff vorhanden sind. Der vertikale Entlastungsriss M verringert zwar die Bauteilfestigkeit des Werkstoffs, hat aber keinen Einfluss auf den Verschleißabtrag [13, 14].

Die oben beschriebenen Verhältnisse stellen sich z.  B. ein, wenn eine Schüttgutpartikel unter konstanter Auflast über die Grundkörperoberfläche bewegt wird (Abrasivverschleiß): Ein örtlich fixiertes Oberflächenelement wird durch die auflaufende Partikel zunächst zunehmend belastet und beim Ablaufen wieder entlastet. Beim Strahlverschleiß verursacht der Wandaufprall einer Partikel einen vergleichbaren Be- und Entlastungszyklus. Die sich dabei im Werkstoff abspielenden Vorgänge können mit Hilfe kontakt- und bruchmechanischer Ansätze modelliert werden [z. B. 6, 14].

3 Verschleißmechanismen

Die verschiedenen Verschleißarten, z.  B. Abrasiv- oder Strahlverschleiß, werden durch ihre makroskopischen Eigenschaften – Kinematik, Form usw. – charakterisiert, während die ihnen zu Grunde liegenden Verschleißmechanismen die relevanten Wechselwirkungen im Kontaktbereich definieren. Verschleißmechanismen stellen somit eine tieferliegende Beschreibungsebene dar. Einer einzelnen Verschleißart können unterschiedliche Verschleißmechanismen zugeordnet werden.

Bild 9 zeigt beispielhaft die beim Abrasivverschleiß (Bild 1a) möglichen, sich im allgemeinen überlagernden, Verschleißmechanismen [15]: Mikropflügen mit vollständiger, vorwiegend seitlicher, Werkstoffverdrängung ohne Abtrag, Mikrobrechen bei spröden Werkstoffen, Mikrospanen mit vollständigem Werkstoffabtrag und Mikroermüdung durch wiederholte wechselseitige Beanspruchung des verdrängten, bereits plastisch verformten Volumens durch benachbarte Partikeln. Der Mechanismus „wedge formation“ [14] stellt die Übergangsform vom Mikropflügen zum -spanen dar. In Bild 10 sind zur Veranschaulichung Querschnittsprofile von Furchen vier verschiedener Versuche aus [16] dargestellt, die mit einem Kraftelektronenmikroskop ausgemessen wurden. Die Konturen sind Mittelwerte aus jeweils drei Wiederholungsversuchen. Definiert man entsprechend den Profilen in Bild 10 mittels

f = A_V – (A_d1 + A_d2)(8),

  A_V

den relativen Abtrag f = Anteil des abgelösten Furchenvolumens, dann gilt: Reines Mikropflügen: f = 0, reines Mikrospanen: f  = 1, „wedge formation“: 0 < f < 1, Mikrobrechen: f  > 1. Zum Mikrobrechen zählt der oben angesprochene laterale Bruch. In [17] werden experimentell gemessene f-Werte der Größe f > (0,15–1,00) genannt. Für die Furchen in Bild 10 wurde f > 0,85 bei der Auflast F_N = 0,5 N und f > 0,90 bei F_N = 5,0 N ermittelt [16].

Mikrospanen mit hohem Verschleißabtrag, f ➝ 1, findet bei Eingriffswinkeln oberhalb eines kritischen Wertes Q_c statt. Hierbei ist der Eingriffswinkel Q als Neigungswinkel der Partikelvorderkante in Bewegungsrichtung gegen die Grundkörperoberfläche definiert. Q_c wird u.  a. durch die Scherbeanspruchung der Werkstoffoberfläche, d.  h. auch den Reibungsbeiwert m_f, und die elastischen Eigenschaften des Grundkörpers, beschrieben durch das Verhältnis (Elastizitätsmodul E_W/Härte H_W), beeinflusst. Eine untere Grenze für Q_c liegt bei etwa Q_c  >  30 °, praktisch sind Werte bis Q_c  >  90 ° möglich. Große (E_W/H_W)-Werte resultieren in großen Q_c-Werten [14, 17].

Beim Strahlverschleiß (Bild 1b) prallen Schüttgutpartikeln unter dem gegen die Wandoberfläche gemessenen Winkel a_S,W auf den Grundkörper. Der Einzelpartikelaufprall kann somit in eine wandnormale und eine wandparallele Komponente zerlegt werden. Die bei der wandparallelen Bewegung möglichen Verschleißmechanismen entsprechen weitestgehend denjenigen des Abrasivverschleißes. Ein Unterschied besteht darin, dass die Anpresskraft gegen die Wand in dieser Phase nicht definiert bzw. nur gering ist und sich während des Kontakts ändert. Durch die wandnormale Komponente werden die Verschleißmechanismen Mikroermüden und Mikrobrechen wirksam. Wandnormale und -parallele Wirkungen überlagern sich.

Beim Einsatz sehr heterogener Grundkörperwerkstoffe, z.  B. von Materialien aufgebaut aus einer harten grobkristallinen Phase I verteilt in einer homogenen Phase II oder einem partikelförmigen Härteträger eingelagert in einer weicheren Matrix, können weitere Verschleißmechanismen beobachtet werden. Bild 11 zeigt schematisch das beim Abrasivverschleiß mögliche Herauslösen oder Abscheren einzelner Partikeln der grobkörnigen Phase. Ähnliches ist auch beim Strahlverschleiß möglich: Wiederholter Partikelaufprall führt zu einer Zerrüttung der Grundmatrix und der Bindung zwischen Matrix und Grobkorn derart, dass einzelne Partikeln der groben Phase als Ganzes herausgelöst werden. Diese Vorgänge werden u.  a. vom Verhältnis der Teilchengröße der Grobphase zur Größe des Eindringvolumens der Schüttgutpartikeln, dem Teilchenabstand bzw. dem Volumenanteil der Grobphase im Grundkörperwerkstoff, der Bindung der Phasen untereinander sowie von der Intensität der Beanspruchung beeinflusst.