Protokoll zum Praktikumsversuch KFP2(.1)

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1 Protokoll zum Praktikumsversuch KFP2(.1) Gießen Grundlagen Binäre und ternäre Systeme Donnerstag, 6. Dezember 2007 Gruppe 2 Clemens Freiberger Burkhard Fuchs Simon Opel Dominik Voggenreiter clem.frei@gmx.de Burkhard-Fuchs@web.de simon.opel@gmx.de d.vgt@gmx.net

2 Inhaltsverzeichnis 1 Einleitung Grundlagen Binäre Systeme Ternäre Systeme Legierungselemente Differential-Thermoanalyse (DTA) Versuchsdurchführung Legierungsherstellung Differentialthermoanalyse Ergebnisse/Diskussion Gefügebetrachtung Differential-Thermoanalyse (DTA) Literaturverzeichnis

3 1 Einleitung Gußteile 1 und gerade im Druckguß hergestellte Produkte aus Aluminiumlegierungen haben in der Technik eine große Bedeutung. Sandgegossene Motorblöcke aus übereutektischen Aluminium-Siliziumlegierungen, die eine enorme Gewichtsersparnis gegenüber herkömmlichen Motorblöcken aus Gusseisen mit Kugelgraphit ermöglichen stellen die enorme Bedeutung von Aluminiumlegierungen dar. Genauso wie bei dem quasi nur aus Löchern bestehenden und in Fehler! Verweisquelle konnte nicht gefunden werden. dargestellten Zylinderkopf, der ohne Aluminiumgußlegierungen in der heutigen Komplexität gar nicht darstellbar wäre oder dem in Abbildung 1 gezeigten modernen Kolben für Hubkolbenverbrennungsmotoren, bei denen durch den Einsatz von Aluminiumlegierungen eine enorme Gewichtsreduzierung und dadurch eine erhebliche Steigerung in Effizienz und Laufruhe erreicht wird. Abbildung 1: Moderner gegossener Kolben für einen PKW-Otto-Motor [Wen07] Im Folgenden werden nun schmelzmetallurgische Zusammenhänge ternärer Systeme, wie sie moderne Aluminium-Gußlegierungen darstellen, anhand des Systems Al-Si-Cu dargestellt. 1 Ich werde keine Schreibweisen verwenden, bei denen die Buchstabenkombination SS häufiger vorkommt, als bei Verwendung des ß

4 Abbildung 2: CAD-Modell eines KTM LC4 640 Zylinderkopfes 2 Grundlagen 2.1 Binäre Systeme [Eigene Darstellung] Binäre Systeme bestehen aus 2 Legierungselementen. Im zweidimensionalen Phasendiagramm sind die jeweils stabilen Phasen in Abhängigkeit von Temperatur und Zusammensetzung dargestellt. Dabei gibt es verschiedene Typen binärer Zustandsdiagramme. Man unterscheidet zwischen Entmischung der Komponenten, d.h. vollst. Unlöslichkeit, teilweiser Entmischung und Mischkristallbildung, Bildung chemischer Verbindungen, z.b. intermetallische Phasen und vollständiger Mischbarkeit mit einer evtl. auftretenden Mischungslücke. Die mögliche Anzahl der gleichzeitig stabilen Phasen wird durch die Gibb sche Phasenregel ausgedrückt. Betrachtet man den Druck als konstant gegeben, ergibt sie sich zu F: Freiheitsgrade des Systems F = K P K: Anzahl der Komponenten im Gleichgewicht P: Anzahl der Phasen im Gleichgewicht

5 Somit können in einem Zweistoffsystem maximal 3 Phasen nebeneinander vorliegen. Dies ist im zu einer horizontalen Linie entarteten Dreiphasenraum, der Eutektikalen, der Fall. Die Anteile der einzelnen Phasen bei einer bestimmten Zusammensetzung und Temperatur lassen sich mit Hilfe des Hebelgesetzes errechnen. Dabei werden die Löslichkeitsgrenzen wie die Hebelarme und die Phasenanteile wie die Gewichte auf einer Balkenwaage betrachtet α α β β ( x x ) x = ( x x ) x x B : Gehalt der Legierung an Komponente B x α : Phasengehalt der α-phase in der Legierung x α B : Komponentengehalt der Komponente B in der α-phase x β B : Komponentengehalt der Komponente B in der β-phase x β : Phasengehalt der β-phase in der Legierung 2.2 Ternäre Systeme B B Die Betrachtung ternärer Systeme wird durch das Hinzukommen einer dritten Legierungskomponente und des damit entstehenden, dreidimensionalen Phasendiagramms erschwert. Die beteiligten Legierungselemente sind an den Ecken des sog. Gehaltsdreiecks festgehalten. Dieses dreidimensionale Gebilde entsteht schematisch durch das Erstellen der jeweiligen binären Zustandsdiagramme auf den Verbindungslinien der einzelnen Legierungselemente und anschließendem Hochklappen der binären Systeme. Im ternären Zustandsdiagramm werden alle Phasenräume um eine Dimension erweitert. Der eutektische Punkt im Zweistoff- wird zur eutektischen Rinne im Dreistoffsystem. Der Gibb schen Phasenregel entsprechend liegen am eutektischen Punkt des ternären Systems 4 Phasen im thermodynamischen Gleichgewicht vor. Um die Betrachtung ternärer Systeme zu erleichtern bedient man sich vereinfachter zweidimensionaler Darstellungen. Isotherme Schnitte schneiden das dreidimensionale ternäre System bei einer bestimmten Temperatur parallel zum Gehaltsdreieck, so dass die bei einer bestimmten Temperatur vorliegenden Phasen in Abhängigkeit der Zusammensetzung einfach nachvollziehbar wird. Die andere Methode der Vereinfachung ist die Verwendung des Gehaltsschnittes. Hierbei wird ein bestimmtes Verhältnis zweier Legierungselemente festgehalten und von diesem Punkt startend ein Schnitt zum dritten Element gelegt. Dieser Schnitt ergibt dann wiederum ein quasi-binäres Zustandsdiagramm, das ausgehend von einer Komponente die Phasenzusammensetzung bis zum gewählten Verhältnis der beiden anderen Komponenten des ternären Systems in Abhängigkeit der Temperatur darstellt. B B - 5 -

6 2.3 Legierungselemente Die Betrachtung der Bedeutung verschiedener Legierungselemente wird an dieser Stelle auf Silizium und Kupfer reduziert, da nur diese beiden Elemente in unserem Versuch als Legierungselemente eingesetzt wurden Silizium Nach [Alu99] stellt die Werkstoffgruppe Al-Si den weitaus größten Produktionsanteil der Al-Gusslegierungen. Der Konzentrationsbereich für das Hauptlegierungselement reicht für die Gesamtheit der Legierungsgruppen von 2 bis über 20%, siehe Abbildung 3. Abbildung 3: Phasendiagramm für das System Aluminium-Silizium [TUM07] Die Legierungen liegen damit im untereutektischen, eutektischen und übereutektischen Bereich des Zweistoffsystem Al-Si. Die zugehörigen Werkstoffgefüge sind durch Primärkristalle des Aluminium-Mischkristalles oder des Siliziums und durch das Eutektikum charakterisiert. Die mit sinkender Temperatur abnehmende Löslichkeit des Mischkristalles für Silizium führt zu Si-Ausscheidungen. Die Anteile der Gefügephasen werden durch die Si-Konzentration bestimmt, ihre Größe durch die Abkühlungs- und Kristallisationsbedingungen im Erstarrungsprozess. Erhöhte Abkühlgeschwindigkeiten, wie sie beim Kokillen- und Druckgußverfahren gegeben sind, bedingen eine Gefügefeinung. Das (Al+Si)-Eutektikum erstarrt in Abhängigkeit von den Kristallisationsbedingungen entartet oder veredelt. Es ist im ersten Fall durch grobe plattenförmige und nadelförmige Si-Kristalle gekennzeichnet, die im veredelten Gefüge stark gefeint werden. Höhere Abkühlgeschwindigkeiten fördern die Feinung des Eutektikums. Die Festigkeitseigenschaften der Al-Si-Legierungen werden durch steigende Si-Gehalte - 6 -

7 bis in den Bereich der eutektischen Konzentration verbessert bei gleichzeitigem Verlust an Duktilität. Eine Feinung des Gefüges, insbesondere des Eutektikums verbessert die Festigkeits- und Bruchdehnungswerte. Die primären Si-Kristalle in übereutektischen Legierungen wirken einem Verschleiß entgegen und ermöglichen den Einsatz der Werkstoffe unter Reibungs- und Verschleißbeanspruchungen. Al-Si-Legierungen mit eutektischer und naheutektischer Zusammensetzung weisen ausgezeichnete gießtechnologische Eigenschaften auf, die auf den hohen Anteil an Eutektikum und den dadurch gegebenen Erstarrungsablauf zurückgehen. Ein sehr gutes Fließ- und Formfüllungsvermögen, ein günstiges Speisungsverhalten in Verbindung mit dem durch die höhrere Si-Konzentration verringerten Volumendefizit und die geringe Warmrißneigung ermöglichen die Herstellung dünnwandiger, komplex gestalteter und druckdichter Gußteile. [Alu99] Kupfer Nach [Alu99] liegen die Cu-Gehalte der Legierungsgruppe im Bereich von 4-5%. Abbildung 4: Phasendiagramm für das System Aluminium-Kupfer [Wol07] Das Zustandsschaubild Al-Cu, Abbildung 4, weist ein Eutektikum bei 33,2% Cu und eine maximale Löslichkeit für den Al-Mischkristall von 5,7% auf. Über der Löslichkeit liegende Cu-Anteile werden als Al 2 Cu ausgeschieden, bei Legierungskombinationen als intermetallische Verbindungen mit mehreren Komponenten. Die temperaturabhängige Löslichkeit des Cu und die Bildung intermetallischer Phasen begründen die Aushärtbarkeit der Al-Cu-Legierungen. Die Legierungsgruppe zeichnet sich im Rahmen der Al-Gußlegierungen durch ausgezeichnete Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften aus, die durch Warm- und Kaltaushärtung eingestellt werden

8 Den sehr guten mechanischen Eigenschaften stehen schlechte gießtechnologische gegenüber. Das breite Erstarrungsintervall und der breiartige Erstarrungstyp der Legierungen haben ein schlechtes Fließvermögen, Mikrolunkerbildung und eine starke Warmrissneigung zur Folge. Die gießereitechnische Verarbeitung der Legierungen wird dadurch eingeschränkt. Entsprechende Auswirkungen sind durch das schlechte Korrosionsverhalten und die dadurch begrenzten Einsatzfälle für die Legierungen gegeben. [Alu99] Al-Si-Cu-Legierungen Die Al-Si-Cu-Legierungen basieren auf der Legierungskombination Silizium/Kupfer. Nach [Alu99] nimmt die Legierungsgruppe insofern eine Sonderstellung ein, als bei ihrer gießereitechnischen Herstellung hauptsächlich Sekundärmetalle zum Einsatz kommen. Die Cu-Zusätze verbessern die Festigkeitseigenschaften und die Härte gegenüber Al-Si-Legierungen bei Verlust an Duktilität. Die gießtechnologischen Eigenschaften liegen trotz einer Verschlechterung auf einem noch annehmbaren Niveau. Deutlich negative Auswirkungen haben die höheren Cu-Gehalte der Legierungsgruppe für die Korrosionsbeständigkeit der Werkstoffe. 2.4 Differential-Thermoanalyse (DTA) Die DTA ist ein thermisches Verfahren für die Materialanalyse. Dieses Messverfahren nutzt die Tatsache, dass Phasenübergänge von Werkstoffen Energie freisetzen oder verbrauchen. Dieser Energieumsatz wird durch den Temperaturvergleich der Messprobe und einer Referenzprobe bestimmt. Die Temperaturen bzw. die Temperaturdifferenzen der beiden Proben werden unter einer charakteristischen Abkühl- bzw. Aufheizrate in einem Ofen aufgezeichnet. Da die Referenzprobe im zu untersuchenden Temperaturbereich keine Phasenumwandlungen zeigt, sind anhand der Temperaturdifferenzen die Phasenumwandlungspunkte der Messprobe zu erkennen. Der Aufbau einer DTA ist in nachfolgender Abbildung veranschaulicht: Abbildung 5: Aufbau DTA Im Praktikumsaufbau befanden sich im Ofenraum ein Ausgleichskörper aus Nickel und - 8 -

9 ein Tiegel, der mit Schmelze gefüllt war. Die Thermospannung der Probe wurde mittels eines Thermoelements gegen Eiswasser gemessen. Zwei andere Thermoelemente messen die Differenzspannung zwischen der Probe und einem Ausgleichskörper. Wenn keine Temperaturdifferenz auftritt, findet auch keine Umwandlung statt. Wenn es zu einer Umwandlung kommt ist ein Plateau der Absoluttemperatur zu erkennen. 3 Versuchsdurchführung 3.1 Legierungsherstellung Für den Versuch wurden zwei Aluminiumlegierungen, AlSi5Cu10 und AlSi10Cu15, verwendet. Es wurde mit Hilfe der Ausgangslegierungselemente (AlSi12, Al, Cu) die einzelnen Legierungsbestandteile berechnet und anschließend abgewogen um die beiden gewünschten Legierungen zu erhalten. Tabelle 1: Legierungszusammensetzung AlSi12 Al Cu AlSi5Cu10 12,5g 14,5g 3g AlSi10Cu15 25g 0,5g 4,5g Die einzelnen Legierungsbestandteile wurden erst in einem Muffelofen bei 150 C getrocknet und erst dann in einer Induktionsspule aufgeschmolzen. Anschließend wurden die aufgeschmolzenen Legierungen auf einem Aluminiumblock abgeschreckt. Jeweils die Hälfte der vergossenen Legierung wurde in einem Muffelofen eingeschmolzen und langsam abgekühlt. Die zwei schnell und langsam abgekühlten Proben der zwei Legierungen wurden nun so präpariert, damit man eine Gefügebetrachtung mittels Lichtmikroskop durchführen konnte. 3.2 Differentialthermoanalyse Mit weiteren Materialstücken, welche von den schnell erstarrten Proben abgetrennt wurden, wurden nun DTA-Analysen durchgeführt. Die beiden Legierungen wurden dafür von 400 C auf 700 C aufgeheizt und wieder abgekühlt um Phasenübergangspunkte zu erkennen. Der prinzipielle Aufbau einer DTA ist in Abbildung 10 bereits dargestellt worden. 4 Ergebnisse/Diskussion 4.1 Gefügebetrachtung Nach der Metallographischen Präparation wurden die Proben unter dem Lichtmikroskop - 9 -

10 betrachtet, abgezeichnet und die Gefüge mit einem Schnitt durch das ternäre System und dem Schreiberprotokoll der DTA verglichen. Begonnen wurde mit der AlSi5Cu10 Legierung. Abbildung 6: Gefüge der AlSi5Cu10 Legierung nach Abschrecken der Schmelze. Wie in Abbildung 4 zu sehen ist besteht das Gefüge aus vier Phasen: Dem primär ausgeschiedenen -Mischkristall, den anschließend ausgeschiedenen Si- Ausscheidungen, der Al2Cu intermetallischen Phase und der eutektischen Phase bestehend aus -Mischkristall und Al2Cu. Abbildung 7: Ausschnitt der Aluminiumecke im ternären Phasendigramm Al-Cu-Si. Die Legierungen AlSi5Cu10 und AlSi10Cu15 sind per Hand eingezeichnet worden. Der -Mischkristall bildet dabei die Matrix in der alle anderen Phasen vorliegen. Er beginnt laut Phasendiagramm (Abbildung 5) als erster zu erstarren. Wird die eutektische Rinne erreicht, so beginnt auch das Silizium zu erstarren. Die

11 Siliziumausscheidungen haben eine sehr rechteckige Form und liegen nach dem Abschrecken fein verteilt vor. Beim Erreichen des ternären eutektischen Punktes, welcher bei 520,9 C liegt, beginnt dann auch die intermetallische Phase Al 2 Cu zu erstarren. Diese bildet primär zusammen mit dem -Mischkristall die eutektische Phase. Es entstehen aber auch Ausscheidungen. Diese sind im Gegensatz zu den Siliziumausscheidungen abgerundet und unter dem Lichtmikroskop recht schwer vom -Mischkristall zu unterscheiden. Das Resteutektikum bildet eine Art Netzwerk durch das Gefüge, da es zwischen den bereits erstarrten Primärkristalliten erstarrt ist. Insgesamt bewirkt das rasche Abkühlen ein sehr feines Gefüge, das erst bei ca facher Vergrößerung gut betrachtet werden kann. Im Gegensatz dazu ist das Gefüge der langsam abgekühlten Probe viel gröber: Es kann schon bei 50 facher Vergrößerung betrachtet werden (Abbildung 6). Die Formen der Ausscheidungen sind dabei sehr ähnlich zu denen in der abgeschreckten Probe. Bei den Siliziumausscheidungen ist zu erkennen, dass sie ausgerichtet sind. Dies könnte an einer kristallographisch günstigen Orientierung im -Mischkristall liegen. Auffällig ist auch, dass durch die geringe Abkühlgeschwindigkeit und der damit verbundenen langen Zeit für die Diffusion das Resteutektikum vollständig aufgelöst wurde. Abbildung 8: Gefüge der AlSi5Cu10 Legierung nach langsamen Abkühlen. Abbildung 7 zeigt das Gefüge der AlSi10Cu15 Legierung nach dem Abschrecken. Hier ist zuerst das Silizium erstarrt, bevor in der Eutektischen Rinne der -Mischkristall hinzugekommen ist. Zu sehen ist dass der Anteil der Ausscheidungen und vor allem des Resteutektikums wesentlich höher liegen als in der AlSi5Cu10 Legierung. Dies ist auf die höheren Gehalte an Legierungselementen zurückzuführen. Die Formen der Phasen sind vergleichbar mit den oben beschriebenen

12 Abbildung 9: Gefüge der AlSi10Cu15 Legierung nach Abschrecken der Schmelze. Abbildung 10: Gefüge der AlSi10Cu15 Legierung nach langsamen Abkühlen. Wird die Legierung AlSi10Cu15 langsam abgekühlt, passiert das Gleiche wie bei der AlSi5Cu10 Legierung: Das Resteutektikum verschwindet aufgrund der langen Diffusionszeit und es bleiben die drei andren Phasen übrig, welche sich stark vergröbern. Auch hier ist zu sehen dass der Anteil an Ausscheidungen gegenüber der anderen Legierung wesentlich höher liegt. Ebenso ist auch hier bei den Siliziumausscheidungen eine Ausrichtung der Körner zu erkennen. 4.2 Differential-Thermoanalyse (DTA) Anhand des Schreiberdiagramms ließen sich die Phasenumwandlungstemperaturen der beiden Legierungen bestimmen. Die Abkühl- bzw. Aufheizrate ergeben sich zu: Tabelle 1: Abkühl- und Aufheizraten AlSi10Cu15 AlSi5Cu10 Abkühlrate 3,2K/min 3,2K/min Aufheizrate 6,5K/min 8,6K/min Die Abkühlraten sind deutlich langsamer als die Aufheizraten, da der Ofen beim Abkühlen lediglich ausgeschalten wurde und der Ofen geschlossen blieb. Daher konnte die Wärme nur langsam abfließen. Die DTA ergab für die beiden Legierungen AlSi10Cu15 und AlSi5Cu10 folgende

13 Phasenumwandlungspunkte in der Abkühlkurve: Tabelle 2: Umwandlungstemperaturen AlSi10Cu15 AlSi5Cu10 t in min T in C t in min T in C 1. Umw Umw Umw Umw. 39, Umw Umw. 52,5 517 Abkühlkurve AlSi10Cu Zeit in s Diagramm 1: Abkühlkurve AlSi10Cu Abkühlkurve AlSi5Cu Zeit in s Diagramm 12: Abkühlkurve AlSi5Cu

14 Der erste Umwandlungspunkt entspricht dem Auftreffen auf die Liquidusfläche. Bei AlSi5Cu10 beginnt die Kristallisation daher bei einer Temperatur von 588 C. Bei AlSi10Cu15 ist kein Plateau in diesem Temperaturbereich auf dem Schreiberdiagramm zu erkennen. Dies lässt vermuten, dass die Legierung im ternären Schnitt des Phasendiagramms auf der eutektischen Rinne liegt. Dies konnte allerdings anhand der Gefügebetrachtung ausgeschlossen werden, da im Gefüge primäre Si-Ausscheidungen zu erkennen waren, welche auf eine übereutektische Legierung schließen lassen. Beim zweiten Umwandlungspunkt wird die eutektische Rinne erreicht und die Legierung ist vollständig erstarrt. Dies geschieht bei AlSi10Cu15 bei 543 C und bei AlSi5Cu10 bei 545 C. Der dritte Umwandlungspunkt beschreibt das Erreichen des eutektischen Punktes an dem alle Phasenumwandlungen abgeschlossen sind. Die Temperatur am Eutekikum liegen für die Legierung AlSi10Cu15 bei 527 C und AlSi5Cu10 zeigt das eutektische Plateau bei 517 C. 5 Literaturverzeichnis [Wen07] Prof. Dr.-Ing. Michael Wensing Motorische Verbrennung Skript zur Vorlesung, WS 2007/08 [TUM07] Technische Universität München Werkstoffe für Motoren und Antriebssysteme I 4_Aluminium.pdf [Wol07] Wollmann, M. IfP Westsächsische Hochschule-Zwickau GetDocument_neu.asp?document=3531 [Alu99] Drossel, G. Aluminiumtaschenbuch Aluminium-Verlag, Düsseldorf