IC: Vollständige Mischbarkeit Phasenanteile Während der Erstarrung einer Legierung, ändert sich sowohl die chemische Zusammensetzung

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1 1 Lehrtexte zu Folien der Phasendiagramme zum Selbststudium (FS17) (abgewandelt und gekürzt von A. Höfler: Werkstoffkunde IA: Vollständige Mischbarkeit Erstellung aus Abkühlkurven Sind die beiden Komponenten eines Zweistofflegierungssystems im festen Zustand vollkommen ineinander löslich, so spricht man von einer Mischkristalllegierung. Für diesen Fall bilden die beiden Komponenten ein gemeinsames Kristallgitter, das sich sowohl aus den Atomen des Basisstoffes als auch aus den Legierungselementatomen aufbaut. Das Legierungssystem Kupfer/Nickel weist ein solches Mischkristallverhalten über den gesamten Mischungsbereich auf (lückenlose Mischkristallreihe). Ein Reinstoff erstarrt in einem sogenannten Haltepunkt, d.h. die Temperatur bleibt während der Kristallisation konstant. Im Gegensatz hierzu weisen allerdings Stoffgemische im Allgemeinen keinen Haltepunkt während der Erstarrung mehr auf sondern einen sogenannten Knickpunkt. Die Temperaturabnahme wird während der Kristallisation also nicht mehr gänzlich gestoppt sondern lediglich verlangsamt. Dies zeigt sich in den abgeknickten Temperaturverläufen bei den entsprechenden Abkühlkurven der Kupfer-Nickel-Legierungen. Legierungen besitzen keinen Erstarrungspunkt sondern einen Erstarrungsbereich. Darüber hinaus wird bei Betrachtung der Kupfer-Nickel-Abkühlkurven ersichtlich, dass sich je nach Nickelgehalt der Erstarrungsprozess über unterschiedliche Temperaturbereiche erstreckt. Ausgehend des relativ niedrigen Schmelzpunktes des Kupfers (1085 C) verschiebt sich der Erstarrungsbereich mit zunehmendem Nickelgehalt hin zu höheren Werten und gipfelt schließlich im Erstarrungspunkt des reinen Nickels (1455 C). Für einen Nickelgehalt von bspw. 20 % erstarrt die Legierung im Temperaturbereich zwischen ~1190 C und 1160 C, während bei einer Nickelkonzentration von 40 % die Erstarrung bereits bei ~1280 C einsetzt und schon bei ~1230 C beendet ist. Grund für die unterschiedlichen Erstarrungsbereiche ist, dass sich mit der Anwesenheit der Legierungselementatome auch die chemischen Eigenschaften - wie eben die Erstarrungstemperatur - ändern. Legierungen können prinzipiell in unzählig vielen Konzentrationsvarianten hergestellt werden, je nachdem wie viel von der Legierungskomponente zum entsprechenden Basisstoff hinzu legiert wird. Dementsprechend ergibt sich auch eine unzählig große Variation an unterschiedlichen Erstarrungsbereichen. Um die Erstarrungbereiche über ein gesamtes Legierungssystem (d.h. für alle erdenklichen Legierungskonzentrationen) hinweg übersichtlich darzustellen, bedingt man sich sogenannter Phasendiagramme. Um den Erstarrungsbereich von Legierungen in Abhängigkeit der Legierungskonzentration übersichtlich darzustellen, wählt man eine Diagrammform bei der auf der horizontalen Achse der Legierungsgehalt in Massenprozent (hier: Nickelgehalt) und auf der vertikalen Achse die entsprechende Erstarrungstemperatur aufgetragen wird. Für das Erstellen eines solchen Diagramms werden für ausgewählte Legierungskonzentrationen der jeweilige Erstarrungsbeginn und das Erstarrungsende aus den Abkühlkurven in das Diagramm eingetragen. Auf diese Weise erhält man zwei charakteristische Linienzüge, die entsprechend den Erstarrungsbeginn (Liquiduslinie) und das Erstarrungsende (Soliduslinie) des gesamten Legierungssystems kennzeichnen. Beachte, dass der Grenzfall eines Nickelgehaltes von 0% letztlich dem Erstarrungspunkt des reinen Kupfers entspricht und ein Nickelgehalt von 100% dem des reinen Nickels. Oberhalb der Liquiduslinie liegt die Legierung im vollkommen flüssigen Zustand vor (Schmelze), während unterhalb der Soliduslinie das Gefüge vollständig erstarrt ist und somit aus vielen einzelnen Mischkristallen (Körnern) besteht. Während der Erstarrung einer Legierung durchläuft diese mehrere thermodynamische Zustände, die anhand des erstellten Diagramms anschaulich nachvollzogen werden können. Ausgehend des schmelzflüssigen Zustandes

2 2 beginnt die Schmelze bei Unterschreiten der Liquiduslinie zu kristallisieren. Zwischen der Liquiduslinie und der Soliduslinie befindet sich ein Teil der Legierung bereits im erstarrten Zustand, während sich andere Bereiche noch im flüssigen Zustand befinden. Bei Unterschreiten der Soliduslinie liegt die Legierung hingegen gänzlich im festen Zustand vor. Da in dieser Diagrammform die thermodynamischen Zustände einer Legierung deutlich werden, bezeichnet man ein solches Konzentrations-Temperatur-Diagramm auch als Zustandsdiagramm. In der Abbildung ist innerhalb des Zustandsdiagramms schematisch das jeweilige Gefüge dargestellt, wie es in dem entsprechenden Zustand vorzufinden ist. Die unterschiedlichen Zustände, in denen sich der Werkstoff während einer Abkühlung jeweils befindet, werden auch Phasen genannt. Als Phase bezeichnet man einen Zustand eines Stoffes, der sich durch eine einheitliche chemische Struktur auszeichnet. Der Phasenbegriff ist somit etwas allgemeiner gefasst als der bloße Begriff der Aggregatzustände. Da die unterschiedlichen Zustände im Zustandsdiagramm Phasen genannt werden, wird das Diagramm auch oft als Phasendiagramm bezeichnet. Beachte, dass im Bereich zwischen der Liquiduslinie und der Soliduslinie zwei Phasen nebeneinander existieren - die flüssige Phase (Schmelze) und die bereits erstarrte Phase (Mischkristalle). Man bezeichnet diesen Zwischenbereich deshalb auch als Zweiphasengebiet. IB: Vollständige Mischbarkeit Gefügebildung Am Beispiel einer Kupfer-Nickel-Legierung, bestehend aus 55% Nickel (CuNi55-Legierung), soll im Folgenden nochmals exemplarisch auf das Lesen und Interpretieren des Phasendiagrammes bei verschiedenen Temperaturen näher eingegangen werden. Aufgrund einer besseren Orientierung wird die Legierung zunächst als Zustandslinie in das Phasendiagramm eingetragen (gelbe Volllinie). Um nun für verschiedene Temperaturen die entsprechenden Zustände der Legierung zu lokalisieren dient eine horizontale Linie bei der jeweiligen Temperatur (gelbe Strichlinie). Der Schnittpunkt beider Linien gibt schließlich den Zustandspunkt wieder, d.h. der Zustand wie die Legierung bei dieser Temperatur vorzufinden ist. 1. Bei einer Temperatur von bspw C befindet sich der Zustandspunkt der CuNi55-Legierung oberhalb der Liquiduslinie. Die Legierung liegt somit vollständig im flüssigen Zustand vor. 2. Bei einer Temperatur von rund 1330 C befindet sich der Zustandspunkt auf der Liquiduslinie. Der Kristallisationsprozess setzt ausgehend an vorhandenen Keime ein und das Gefüge beginnt sich zu bilden (Erstarrungsbeginn). 3. Bei einer Temperatur von 1325 C liegt der Zustandspunkt knapp unterhalb der Liquiduslinie im Zweiphasengebiet. Der Erstarrungsprozess hat also gerade erst begonnen und es haben sich einige wenige Körner gebildet, der Großteil ist allerdings noch flüssig. 4. Bei einer Temperatur von 1295 C liegt der Zustandspunkt knapp oberhalb der Soliduslinie im Zweiphasengebiet. Der Kristallisationsprozess ist folglich fast abgeschlossen, sodass die Körner auf Kosten der Schmelze gewachsen sind, d.h. das Gefüge ist fast vollständig erstarrt. 5. Bei der angegebenen 55%-igen Kupfer-Nickel-Legierung liegt der Zustandspunkt bei einer Temperatur von rund 1290 C direkt auf der Soliduslinie und das Gefüge ist somit vollständig erstarrt und liegt als Mischkristallgefüge vor. 6. Bei weiterer Abkühlung auf bspw C liegt der Zustandspunkt unterhalb der Soliduslinie. Das Gefüge ändert sich dabei nicht mehr weiter. Im Schliffbild sind die typischen Körner mit ihren Korngrenzen zu erkennen.

3 3 IC: Vollständige Mischbarkeit Phasenanteile Während der Erstarrung einer Legierung, ändert sich sowohl die chemische Zusammensetzung (Phasenzusammensetzung) der Schmelze als auch die der Mischkristalle ständig. Am Beispiel der bereits oben gezeigten CuNi55-Legierung soll dieses Verhalten anhand des Zustandsdiagrammes verdeutlich werden. Bei einer Temperatur von bspw C liegen im Zweiphasengebiet Teile der Legierung als Schmelze und als Mischkristall vor. Sowohl die Schmelze als auch die bereits gebildeten Mischkristall weisen dabei unterschiedliche chemische Zusammensetzungen auf. Diese können wie folgt ermittelt werden. Ausgehend des Zustandspunktes wird auf der Temperaturlinie (schwarze Strichlinie) zunächst jeweils soweit verfahren, bis die jeweilige Phasengrenze erreicht wird (Liquiduslinie bzw. Soliduslinie). Durch Fällen des Lotes auf die Konzentrationsachse kann nun die entsprechende chemische Zusammensetzung der Restschmelze und der Mischkristalle direkt abgelesen werden. Beachte, dass gemäß der Auftragung auf der Konzentrationsachse nach dieser Vorgehensweise der Ni-Gehalt ermittelt wird. In diesem Fall bestehen die bereits erstarrten Mischkristalle im Mittel aus 58 % Ni (bzw. 42 % Cu) und die noch flüssige Restschmelze im Mittel aus 46 % Ni (bzw. 54 % Cu). Man kann sich hierzu vorstellen als würde man die noch flüssige Schmelze von den bereits erstarrten Mischkristallen "absieben" und anschließend in getrennten Behältnissen auf deren chemische Zusammensetzung untersuchen. Beachte, dass die erhaltenen chemischen Konzentrationen keinen Widerspruch zur gesamten Legierungskonzentration mit 55 % Nickel darstellen. Zwar haben die Mischkristalle einen höheren Nickelgehalt (58 %) als die eigentliche Legierung, dafür besitzt die Schmelze allerdings eine geringere Nickelkonzentration (46 %). Für die Bestimmung des gesamten Nickelgehalts darf an dieser Stelle nicht einfach der Mittelwert aus beiden Konzentrationen gebildet werden. Diese Überlegung wäre nur dann gerechtfertigt, wenn Schmelze und Mischkristalle zu gleichen Teilen vorliegen würden. In dem betrachteten Zustandspunkt liegen allerdings mehr Mischkristalle als Schmelze vor. Folglich fällt die höhere Nickelkonzentration der Mischkristalle mit 58 % Nickel stärker ins Gewicht als der Nickelgehalt der Schmelze. Anteilsmäßig gewichtet, ergäbe die Nickelkonzentration über die gesamte Legierung hinweg schließlich wieder die geforderten 55 %! Um die oben genannte massenanteilige Gewichtung von Schmelze und Mischkristalle vornehmen zu können, muss letztlich genau bekannt sein, wie viel Prozent der Legierung in dem entsprechenden Zustandspunkt als Schmelze und als Mischkristall vorliegt. In der anschaulichen Vorstellung der "abgesiebten" Schmelze kommt also die Frage auf, wie viel Prozent der gesamten Legierungsmasse in einem bestimmten Zustandspunkt als Schmelze bzw. als Mischkristall vorliegt, d.h. wie viel Prozent der Legierung noch flüssig ist und wie viel bereits erstarrt. Man redet in diesem Zusammenhang auch von dem sogenannten Phasenanteil, d.h. der massenmäßige Anteil an Schmelze und Mischkristalle. Dieser Phasenanteil kann ebenfalls anhand des Zustandsdiagramms ermittelt werden. Da die umgesetzten Wärmeenergien an die jeweiligen Massen der Phasen gekoppelt sind, lassen sich die Phasenanteile mithilfe des Hebelgesetzes bestimmen. Hierzu wird wie folgt vorgegangen. Ausgehend des betrachteten Zustandspunktes bilden die entsprechenden Abstände hin zur Liquidus- bzw. Soliduslinie die Hebelarme einer gedachten Balkenwaage, deren Drehpunkt sich im Zustandspunkt befindet. In Gedanken werden nun an den Hebelenden die jeweiligen Behältnisse mit den abgesiebten Phasen angehängt. Dabei wird das Behältnis mit den bereits erstarrten Mischkristallen auch an die Phasengrenze hin zu den Mischkristallen gehängt (Soliduslinie), während der Schmelzebehälter entsprechend an die zum Schmelzbereich angrenzende Liquiduslinie angebracht wird. Nun kann das Gleichnis der Waage

4 4 herangezogen werden, um die jeweiligen Phasenanteile zu bestimmen. In der anschaulichen Vorstellung ist es dabei vorteilhaft von einer Legierungsmasse von 100 kg auszugehen. Somit stellt sich in dem Zusammenhang die Frage wie viel von dieser Gesamtmasse auf die jeweiligen Hebelarme entfällt, um sich im Gleichgewicht zu befinden. Wird die Schmelzmasse mit Sm bezeichnet und die Masse der Mischkristalle mit Mk, so liefert das Hebelgesetz zunächst den folgenden Zusammenhang mit den entsprechenden Hebelarmen a und b: Die Ergebnisse können schließlich wie folgt interpretiert werden. Der Anteil einer Phase bestimmt sich immer über die Länge des gegenüberliegenden Hebelarms geteilt durch die Gesamtlänge des Hebels (auch als Konode bezeichnet)! Dieser Merksatz ist wesentlich einprägsamer als die entsprechenden Formeln, zumal die Bezeichnung der Hebellängen a und b willkürlich gewählt wurde und sich bei Vertauschen auch die jeweiligen Formeln ändern würden. Der Phasenanteil ergibt sich über die Formel: "Gegenüberliegender Hebelarm geteilt durch die Konodenlänge". In dem vorliegenden Fall besitzt der gegenüberliegende Hebelarm des Mischkristallbehältnisses a=9 und die gegenüberliegende Hebellänge des Schmelzbehälters b=3 (dabei beziehen

5 5 sich die Hebellängen auf den Abstand der jeweiligen Konzentrationswerte). Somit ergibt sich eine Gesamthebellänge von a+b=12. Mit diesen Werten kann nun der Phasenanteil der Schmelze bzw. der Mischkristalle ermittelt werden: Sm=b/(a+b) 100 %=3/ %=25 % Mk=a/(a+b) 100 %=9/ %=75 % Demzufolge liegt in dem betrachteten Zustandspunkt 25 % der Legierungsmasse als Schmelze vor, während die restlichen 75 % der Legierung bereits erstarrt sind und somit als Mischkristalle vorliegen. Die Phasenanteile addiert müssen in Summe natürlich wieder 100 % ergeben. Beachte, dass sich mit sinkender Temperatur das Gleichgewicht kontinuierlich hin zu einem größeren Mischkristallanteil verschiebt und somit auch hieraus ersichtlich wird, dass das Gefüge mehr und mehr erstarrt. Um die bisher ermittelten Zahlen etwas anschaulicher zu gestalten, wird nun von einer Legierungsmasse von insgesamt 100 kg ausgegangen. Übertragen auf den vorliegenden Zustand, sind somit 75 kg der Legierung bereits erstarrt, während 25 kg noch in flüssiger Form vorliegen. Die vorliegenden 75 kg Mischkristalle bestehen also im Mittel aus 58 % Nickel, während die Schmelze einen Nickelgehalt von 45 % aufweist. In den Mischkristallen befindet sich somit eine Nickelmasse von 43,5 kg (=75 kg x 0,58) und in der Schmelze eine Nickelmasse von 11,5 kg (=25 kg x 0,46). In Summe beinhaltet die Legierung somit insgesamt eine Nickelmasse von 55 kg (=43,5 kg + 11,5 kg). Dies entspricht schließlich genau der Masse an Nickel für eine CuNi55-Legierung, die wie gefordert bei einem Legierungseinsatz von 100 kg zu insgesamt 55 kg aus Nickel besteht. IIA: Keine Mischbarkeit Eutektisch Das Phasendiagramm einer Kristallgemischlegierung wird analog zu dem einer Mischkristalllegierung durch Übertragen ausgewählter Abkühlkurven in ein Konzentrations-Temperatur-Diagramm erstellt. Auf diese Weise erhält man schließlich wieder zwei charakteristische Linienzüge. Die oberen Linienzüge kennzeichnen den Erstarrungsbeginn (Liquiduslinie), während die untere horizontale Linie das Erstarrungsende markiert (Soliduslinie). Dabei fallen die Liquiduslinien ausgehend der jeweiligen Reinstoffe ab und treffen sich im sogenannten eutektischen Punkt, d.h. der Erstarrungsbeginn wird durch die Anwesenheit des jeweils anderen Stoffes zu niedrigen Temperaturen hin verschoben. Die Legierung mit der niedrigsten Erstarrungstemperatur entspricht somit der Legierungszusammensetzung im eutektischen Punkt (hier: 40 % Cd). Diese Legierung wird auch als eutektische Legierung bezeichnet. Das Erstarrungsende und damit die Soliduslinie liegt mit Ausnahme der Reinstoffe hingegen unabhängig der Legierungskonzentration immer bei derselben Temperatur (hier: 146 C). Diese Gerade wird im Phasendiagramm deshalb auch oft als Eutektikale bezeichnet. Zwischen Solidus- und Liquiduslinie vollzieht sich wiederum die Kristallisation bzw. die eigentliche Gefügebildung. In diesem Bereich sind Teile der Legierung bereits erstarrt, während sich andere noch im flüssigen Zustand befinden. Bei diesen Bereichen handelt es sich somit wieder um Zweiphasengebiete. Beachte, dass sich dabei jeweils ein Zweiphasengebiet rechts und links des eutektischen Punktes befindet. Das Phasendiagramm einer Kristallgemischlegierung (vollkommene Unlöslichkeit der Komponenten im festen Zustand) sieht also grundsätzlich anders aus als bei einer Mischkristalllegierung (vollkommene Löslichkeit der Komponenten im festen Zustand). Während die Linienzüge im

6 6 Phasendiagramm einer Mischkristalllegierung einen "linsenförmigen" Zweiphasenbereich markieren, bilden die Linienzüge bei einer Kristallgemischlegierung ein liegendes "K". Man kann sich dies relativ einfach merken: Kristallgemischlegierungen weisen ein liegendes K im Zustandsdiagramm auf. Offensichtlich laufen während der Kristallisation von Kristallgemischlegierungen unterschiedliche atomare Prozesse ab, die anfänglich zu einem Knickpunkt führen und abschließend in einem Haltepunkt enden. Zunächst wird die Gefügeentstehung am Beispiel der eutektischen Legierung BiCd40 betrachtet. Ausgehend des schmelzflüssigen Zustandes führt die Abkühlung zunächst zur Verringerung der Bewegungsenergie der Bismutatome und Cadmiumatome, wobei sich die Stoffe durch stark unterschiedliche chemische Eigenschaften zunächst gegenseitig am Kristallisieren behindern. Die Erstarrungstemperatur der Legierung liegt deshalb unterhalb der der Reinstoffe. Im Falle der eutektischen Legierung hat sich der Erstarrungsbeginn (Liquiduslinie) sogar so weit abgesenkt, dass dieser im Phasendiagramm mit dem Kristallisationsende (Soliduslinie) zusammenfällt. Eutektische Legierungen erstarren also wie Reinstoffe in einem reinen Haltepunkt. Ist die Temperatur schließlich auf den eutektischen Punkt abgesunken, so ist die Unterkühlung so weit fortgeschritten (vgl. Erstarrungstemperatur der Reinstoffe von 271 C bzw. 321 C vs. örtliche Temperatur von 146 C), dass nun beide Stoff zwar zeitlich gleichzeitig aber jede für sich bei konstanter Temperatur beginnen zu kristallisieren. Aufgrund der starken Unterkühlung haben sich dabei sehr viele Keime gebildet (siehe auch Keimbildung). Um diese lagern sich die jeweiligen Atome nun mehr und mehr an und das Gefüge beginnt sich zu bilden. Jeder Keim bzw. jedes wachsende Korn besteht dabei entweder aus reinen Bismutatomen oder reinen Cadmiumatomen. Es besteht bei Kristallgemischlegierungen ja Unlöslichkeit im festen Zustand, d.h. die unterschiedlichen Atome lassen sich nicht in einer gemeinsamen Kristallstruktur mischen sondern sie müssen eigene Gitter bzw. Körner bilden. Die einzelnen Körner wachsen im weiteren Verlauf durch Anlagerung weiterer Atome gleicher Sorte stetig weiter. Die einzelnen Körner beginnen gegen Ende der Erstarrung schließlich aneinanderzustoßen. Nachdem die Restschmelze völlig aufgezehrt ist, ist der Kristallisationsprozess abgeschlossen. Aufgrund der starken Unterkühlung ist dabei ein sehr feinkörniges Gefüge entstanden, das auch als Eutektikum bezeichnet wird. Als Gefügebestandteil ist das Eutektikum somit ein Kristall- bzw. Phasengemisch, bestehend aus feinverteilten Bismut- und Cadmiumkristallen. Eine weitere Abkühlung führt schließlich nur noch zu einer Senkung der Temperatur, das Gefüge ändert sich dabei nicht weiter. Da die Teilchen durch die starke Unterkühlung relativ träge sind, können sie nur relativ kurze Wege zurücklegen. Dies führt meist zu einem feinen nadel- oder lamellenförmigen Kristallwachstum. Deshalb weisen die Körner bei einer eutektischen Legierung oft keine rundliche Form auf, sondern eine nadelförmige bzw. lamellenförmige Struktur! Durch das sehr feine Gefüge weisen eutektische Legierungen im Allgemeinen sehr gute Festigkeits- und Zähigkeitswerte auf. Dies liegt an der erschwerten Versetzungsbewegung über die feinlamellare Struktur hinweg. Die Lamellen dienen sozusagen als "Barrierehindernisse" für die Versetzungen. Des Weiteren besitzen eutektische Legierungen den niedrigsten Schmelzpunkt im gesamten Legierungssystem. Gerade deshalb eigenen sie sich hervorragend als Gusswerkstoffe oder Lote. Denn umso geringer die Verarbeitungstemperatur eines Gusswerkstoffes, desto geringer sind die Anforderungen an die jeweiligen Gussformen. Außerdem erstarren eutektische Legierungen nicht in einem weiten Temperaturbereich, sodass sich das Schwindmaß entspre-

7 7 chend geringhalten lässt (als Schwindmaß bezeichnet man die Volumenverkleinerung beim Erstarren). Eutektische Legierungen weisen gute Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften auf und werden häufig als Gusswerkstoffe oder Lote eingesetzt. IIB: Keine Mischbarkeit unter-/übereutektisch Im Folgenden wird auf die Gefügeentstehung am Beispiel der Bismut-Cadmium-Legierung BiCd15 näher eingegangen. Eine solche Legierung, die links vom eutektischen Punkt liegt, wird auch als untereutektische Legierung bezeichnet. Untereutektische Legierungen erstarren grundsätzlich sowohl in einem Knickpunkt als auch in einem Haltepunkt. Dabei laufen jeweils unterschiedliche Vorgänge ab, die im Folgenden näher erläutert werden. Auch an dieser Stelle hat die gegenseitige Beeinflussung der Komponenten zunächst wieder Auswirkung auf den Erstarrungsbeginn. Aufgrund der anwesenden Cadmiumatome in der Schmelze wird die Bildung von Bismutkeimen zunächst unterdrückt. Die Erstarrungstemperatur der Legierung liegt deshalb unterhalb des auf der linken Achse aufgetragenen Reinstoffes Bismut. Schließlich ist die Unterkühlung irgendwann so weit vorangeschritten, dass auch die Cadmiumatome den Kristallisationsbeginn der Bismutatome nicht mehr aufhalten können. Die Liquiduslinie ist erreicht und der Erstarrungsprozess beginnt. Bei Unterschreiten der Liquiduslinie bilden sich zunächst einzelne Keime, die lediglich aus Bismutatomen bestehen. Die Bildung von Cadmiumkeimen wird dabei von den Bismutatomen durch die stark unterschiedlichen chemischen Eigenschaften zunächst vollständig unterdrückt! Die Bismutkeime wachsen bei weiterer Abkühlung zu größeren Körnern heran, da sich immer mehr Bismutatome aus der Schmelze anlagern. Diese Kristallite bestehen lediglich aus Bismutatomen, da sich Cadmium aufgrund der Unlöslichkeit der Komponenten ja nicht in der Bismutkristallstruktur lösen lässt. Die Cadmiumatom werden sozusagen wieder in die Schmelze verdrängt. Da bei diesem Erstarrungsvorgang Bismut offensichtlich als erstes aus der Schmelze kristallisiert, bezeichnet man die entstehenden Bismutkristalle auch als Bismut-Primärkristalle (BiPk). Bei weiterer Abkühlung lagern sich immer mehr Bismutatome aus der Restschmelze an die bereits vorhandenen Kristalle an. Folglich sinkt in der Restschmelze die Konzentration an Bismutatomen bzw. der Cadmiumgehalt der Schmelze steigt permanent an. Die Cadmiumkonzentration in der Restschmelze (Sm) kann wie bei der Mischkristalllegierung auch durch das Fällen des Lotes auf die Konzentrationsachse bei der entsprechenden Temperatur abgelesen werden (hier: ~20 % bei ~200 C). Auf die analoge Weise kann im Übrigen auch die Zusammensetzung der Bismut-Primärkristalle (BiPk) bestimmt werden. Offensichtlich erhält man einen Cadmiumgehalt von 0 %; es handelt sich ja gerade um ein Bismut-Primärkristall, bestehend aus 100% Bismut. Beachte, dass für das Fällen des Lotes immer die entsprechende Phasengrenze angefahren werden muss - die Phasengrenze des Bi-Primärkristalls liegt in diesem Fall bei 0% Cadmium und somit 100% Bismut. Durch Fällen des Lotes bei weiterer Abkühlung wird das Ansteigen des Cadmiumanteils durch das vermehrt ausgeschiedene Bismut in der Restschmelze direkt im Phasendiagramm sichtbar. So ist der Cadmiumgehalt der Restschmelze bei 175 C bereits auf ca. 28 % gestiegen. Der Cadmiumgehalt in der Restschmelze nähert sich somit immer mehr dem eutektischen Punkt mit 40 % Cadmium an. Schließlich hat die Restschmelze bei 146 C gerade die eutektische Zusammensetzung von 40 % Cadmium erreicht. Die Restschmelze verhält sich nun wie die Erstarrung der eutektische Legierung. Die eutektische Restschmelze beginnt in einem Haltepunkt bei

8 8 konstanter Temperatur zum Eutektikum zu erstarren (fein verteilte Bismut- und Cadmiumkristalle). Nachdem die Restschmelze vollständig zum Eutektikum erstarrt ist, ist der Kristallisationsprozess abgeschlossen. Das Gefüge besteht im erstarrten Zustand schließlich aus den zuvor ausgeschiedenen Bismut-Primärkristallen und dem zuletzt gebildeten Eutektikum. Eine weitere Abkühlung führt schließlich nur noch zu einer Senkung der Temperatur, das Gefüge ändert sich dabei nicht mehr. Zur Bestimmung der Phasenanteile von Primärkristallen (Pk) und Restschmelze (Sm) bzw. Eutektikum (Eu), kann wiederum das Hebelverhältnis gebildet werden (siehe Kapitel Phasenanteile). Für die vorliegende Legierung BiCd15 ergibt sich demnach ein Bi-Primärkristallanteil von 62,5 %(=25/40 100%) im erstarrten Gefüge. Der restliche Gefügebestandteil entfällt mit 37,5 % (=15/40 100%) somit auf das Eutektikum. Die Bestimmung der im Gefüge vorliegenden Primärkristalle ist für viele Anwendungen von großer Bedeutung. Für das Gießen eines Motorblocks wird bspw. häufig eine übereutektische Aluminium-Silizium-Legierung verwendet (wobei die eutektische Zusammensetzung bei 12,6 % Si liegt). Aufgrund der primärausgeschiedenen sehr harten und damit verschleißfesten Si-Primärkristalle ist es somit möglich, dass der Kolben ohne zusätzliche Bewährung in den Zylinderbohrungen gleitet. Hierfür ist es jedoch notwendig, dass das Gefüge aus mindestens 5 % Si-Primärkristalle besteht. Mit dieser Forderung und dem Verständnis über die Bestimmung der Phasenanteile kann dann die erforderliche Legierungskonzentration ermittelt werden. Sie liegt in diesem Fall bei 17,0 % Silizium (AlSi17). Anmerkung: Kristallgemischlegierungen werden aufgrund deren besonderen Gießeigenschaften auch als Gusslegierungen bezeichnet. Da das Gefüge im Allgemeinen jedoch primärausgeschiedene Kristalle enthält und somit relativ heterogen ist, eigenen sich diese Gusslegierungen nur bedingt für das Umformen. Mischkristalllegierungen hingegen weisen in der Regel ein homogenes Gefüge auf, da die Komponenten - anders als bei Kristallgemischlegierungen - vollständig ineinander löslich sind. Deshalb zeigen Mischkristalllegierungen im Allgemeinen ein besseres Umformverhalten und werden auch als sogenannte Knetlegierungen bezeichnet. Die Gefügeentstehung einer übereutektischen Bismut-Cadmium-Legierung (z.b. BiCd80) erfolgt auf analoge Weise wie eine untereutektische Legierung. Unterschied besteht lediglich darin, dass sich bei Unterschreiten der Liquiduslinie nun so lange Cadmium-Primärkristalle (CdPk) aus der Restschmelze ausscheiden, bis diese ebenfalls die eutektische Zusammensetzung erreicht hat. Anschließend erstarrt die Restschmelze wiederum zum Eutektikum. Im erstarrten Gefüge einer übereutektischen Bismut-Cadmium-Legierung befinden sich dann die primär ausgeschiedenen Cadmiumkristalle (CdPk) eingebettet im Eutektikum wieder. IIC: Gefügediagram Keine Mischbarkeit Das unten abgebildete Zustandsdiagramm zeigt schematisch die einzelnen Phasen einer typischen Kristallgemischlegierung am Beispiel des Legierungssystems Bismut/Cadmium. Zwar besteht das Gefüge im erstarrten Zustand grundsätzlich aus einem Kristallgemisch aus Cadmiumund Bismutkristallen, jedoch kann das Gefüge je nach Legierungszusammensetzung genauer eingeteilt werden. Bei eutektischen Legierungen besteht das Gefüge ausschließlich aus einem sehr feinen Kristallgemisch der beiden Komponenten. Bei untereutektischen Legierungen treten als Gefügebestandteile zusätzlich noch die zuvor primärausgeschiedenen Kristalle der Basiskomponente auf. Bei übereutektischen Legierungen ergeben sich als weitere Gefügebestandteile

9 9 neben dem Eutektikum entsprechend die primärausgeschiedenen Kristalle der Legierungskomponente. Beachte, dass sich mit einer Legierungskonzentration nahe der eutektischen Zusammensetzung die Korngröße der primär ausgeschiedenen Kristalle verringert. Schließlich befindet sich die Legierungskonzentration bereits nahe des eutektischen Punktes. Somit wird nur noch ein geringer Anteil an Primärkristalle ausgeschieden, um die eutektische Zusammensetzung für die vollständige Erstarrung zu erreichen. Dies wird auch rasch anhand des Hebelgesetztes zur Bestimmung der Gefügeanteile im erstarrten Gefüge deutlich (d.h. der Anteil an Primärkristallen und Eutektikum). Dabei verschieben sich die Gefügeanteile linear mit der Änderung des Auflagepunktes der gedachten Balkenwaage und damit der Legierungskonzentration. So befindet sich bspw. der "Auflagepunkt" einer 20%-igen Cadmiumlegierung genau in der Mitte des Gesamthebels, sodass das erstarrte Gefüge dabei zu gleichen Massenanteilen aus Bi-Primärkristallen und Eutektikum besteht. Während sich nun mit zunehmendem Cadmiumgehalt das Gleichgewicht immer mehr hin zu einem größeren Eutektikumsanteil verschiebt, besteht das Gefüge bei einem Cadmiumgehalt von 40% schließlich zu 100% aus Eutektikum. Umgekehrt führt eine Verringerung des Cadmiumanteils zu einer Verschiebung des Gleichgewichtes hin zu einem größeren Primärkristallanteil, bis das Gefüge bei 0% Cadmium schließlich kein Eutektikum mehr aufweist sondern zu 100 % aus Bismutkristallen besteht. Es ergibt sich somit ein linearer Zusammenhang zwischen dem Cadmiumgehalt und den entsprechenden Gefügebestandteilen. Unterhalb des oben abgebildeten Phasendiagramms ist der Verlauf der Gefügeanteile gezeigt. Auf diese Weise kann auch ohne Rechnung anhand der Legierungskonzentration sofort der Anteil der jeweiligen Gefügebestandteile (Primärkristalle und Eutektikum) bestimmt werden. Für die als Ablesebeispiel gezeigte 30 %-ige Cadmiumlegierung ergibt sich somit ein Gefüge, das zu 75 % aus Eutektikum und zu 25 % aus Bismutprimärkristallen besteht. Umgekehrt kann auch für einen gewünschten Primärkristallanteil die entsprechend erforderliche Legierungskonzentration ermittelt werden. Soll das erstarrte Gefüge bspw. zu 25 % aus Cadmiumprimärkristallen bestehen (entsprechend zu 75 % aus Eutektikum), so ergibt sich aus dem Schaubild eine erforderliche Legierungskonzentration von 55 % Cadmium (siehe gestrichelte Linie). IIIA: Begrenzte Mischbarkeit eutektisch und untereutektisch ohne Ausscheidung Eine vollkommene Löslichkeit bzw. vollkommene Unlöslichkeit der Komponenten eines Zweistofflegierungssystems stellen lediglich Spezialfälle dar. Im Allgemeinen sind die Komponenten weder vollkommen mischbar noch unmischbar. In der Realität lässt sich eine Legierungskomponente B immer bis zu einem gewissen Grad in der Basiskomponente A lösen und umgekehrt. Man erhält also im Allgemeinen stets eine begrenzte Löslichkeit der Komponenten im festen Zustand. Eine solche begrenzte Löslichkeit zeigt sich bspw. bei dem Legierungssystem Blei/Zinn. In der Gitterstruktur der Basiskomponente A werden sich also bis zu einem gewissen Grad auch B-Atome wiederfinden. Je nach chemischen Eigenschaften können die B-Atome dabei entweder reguläre Gitterplätze im Wirtsgitter A einnehmen oder auch auf Zwischengitterplätze eingelagert werden. Es handelt es sich dann entweder um einen Substitutionsmischkristall oder um einen Einlagerungsmischkristall. Ein solcher Mischkristall, der sich primär aus dem Wirtsgitter der Basiskomponente A aufbaut und lediglich geringe Mengen an Legierungselementatomen B enthält wird auch als α-mischkristall bezeichnet. Umgekehrt wird bei sehr hohen Konzentrationen an B-Atomen das Gefüge hauptsächlich aus der Gitterstruktur der B-Atome bestehen, während

10 10 sich darin geringe Mengen von A-Atome einlagern. In einem solchen Fall spricht man dann von einem β-mischkristall. Im Folgenden wird auf ein fiktives AB-Legierungssystem näher eingegangen, deren Komponenten A und B sich im festen Zustand nur begrenzt ineinander lösen lassen. Auf die Erstellung des entsprechenden Phasendiagramms anhand ausgewählter Abkühlkurven wird an dieser Stelle nicht näher eingegangen. Ein typisches Phasendiagramm eines Legierungssystems mit begrenzter Löslichkeit zeigt die Abbildung. Dieses soll im Folgenden näher diskutiert werden. Das Phasendiagramm enthält neben dem für Mischkristalllegierungen typischen linsenförmigen Erstarrungsbereich auch die für Kristallgemischlegierungen typisch fallenden Liquiduslinien, welche sich in einem gemeinsamen Punkt treffen. Es handelt sich dabei um den bereits bekannten eutektischen Punkt. Die Gefügebildung ist für die eutektische AB40-Legierung ähnlich zu der bei reinen Kristallgemischlegierungen. Eine solche Legierung erstarrt wiederum nicht in einem Erstarrungsbereich mit einem Knickpunkt in der Abkühlkurve sondern in einem Haltepunkt bei konstanter Temperatur. Unterschied besteht lediglich darin, dass bei dem Erstarrungsvorgang keine reinen Kristalle mit der Atomart A bzw. B gebildet werden sondern α- und β-mischkristalle. Die jeweiligen Komponenten enthalten in ihren Gitterstrukturen gemäß ihrer Löslichkeit die jeweils andere Atomart. Unmittelbar nach der Erstarrung kann aus dem Phasendiagramm für den α-mischkristall eine Zusammensetzung von 80 % A und 20 % B abgelesen werden. Für den β- Mischkristall ergibt sich entsprechend der Löslichkeit eine Zusammensetzung von 30 % A und 70 % B. Wie bei eutektischen Legierungen üblich liegt aufgrund der starken Unterkühlung ein sehr feinkörniges bzw. feinlammellares Gefüge vor. Im weiteren Verlauf der Abkühlung ändert sich dann die Zusammensetzung der beiden unterschiedlichen Mischkristalle durch Diffusionsprozesse. So besteht der α-mischkristall bei Raumtemperatur (~0 C) schließlich aus 95 % A und 5% B und der β-mischkristall aus 20 % A und 80 % B. Über das Hebelgesetz können schließlich auch die Phasenanteile ermittelt werden. In diesem Fall nimmt der α-mischkristall einen Gefügeanteil von rund 53 % und der β-mischkristall einen Gefügeanteil von ca. 47 % ein. Bei Legierungskonzentrationen unter 5 % B liegt die Löslichkeitsgrenze bis runter auf Raumtemperatur stets über der vorhandenen Legierungskonzentration. In diesem Fall findet weder eine eutektische Erstarrung statt (die Schmelze ist vollständig erstarrt bevor diese die eutektische Zusammensetzung hätte erreichen können) noch eine Ausscheidung, da stets die gesamten B- Atome im Wirtsgitter gelöst werden können. Das Gefüge besteht in diesem Fall aus einer einzigen Mischkristallphase (α-mischkristall). Dieselbe Situation ergibt sich prinzipiell auch für Legierungen die gemäß dem Phasendiagramm eine Legierungskonzentration von über 80 % B-Atome aufweisen. In diesem Fall besteht das Gefüge aus lediglich einer β-mischkristallphase. IIIB: Begrenzte Mischbarkeit über-/untereutektisch mit Segregat Werden die Löslichkeitsgrenzen der Komponenten im jeweils anderen Gitter nicht überschritten, dann wird die Legierung zunächst genauso erstarren wie eine Mischkristalllegierung deren Komponenten sich vollständig ineinander lösen. Denn schließlich ist unterhalb der Löslichkeitsgrenze eine vollkommene Mischbarkeit gegeben. Die Abkühlkurve einer solchen Legierung zeigt zunächst den bekannten Erstarrungsbereich (Knickpunkt) innerhalb dessen die Legierung vollständig erstarrt. Im Folgenden soll für diesen Fall exemplarisch die Legierung AB10 betrachtet wer-

11 11 den, die zu 10 % aus B-Atomen besteht. Bei der Erstarrung der Legierung AB10 wird im Phasendiagramm zunächst das bekannte Zweiphasengebiet bestehend aus Schmelze und Mischkristallen durchlaufen. Die Phasenzusammensetzung kann in diesem Zweiphasengebiet wieder über das Fällen des Lotes an der Liquiduslinie (Zusammensetzung der Schmelze) bzw. Soliduslinie (Zusammensetzung der Mischkristalle) ermittelt werden. Ebenfalls können die Phasenanteile bei einer bestimmten Temperatur wiederum über das Hebelgesetz ermittelt werden. Unmittelbar nach dem Erstarren ist die Komponente B aufgrund deren relativ geringen Konzentration mit 10 % vollständig im Gitter des Basisstoffes A gelöst. Die Löslichkeit nimmt mit sinkender Temperatur jedoch im Allgemeinen ab. Dies kann anschaulich mit den abnehmenden Gitterschwingungen bei sinkender Temperatur erklärt werden. Denn mit geringer werdenden Gitterschwingungen nimmt auch der Raum zwischen den Atomen ab. Darin eingelagerte Atome können dann nicht mehr im Gitter gehalten werden und werden sozusagen aus der Gitterstruktur "gepresst". Diese Löslichkeitsgrenze ab der eingelagerte Atome aus Gitterstruktur ausgeschieden werden, wird auch als Segregatlinie bezeichnet (lat.: segregare = "ausscheiden"). Die Segregatlinien für die jeweiligen Komponenten sind im Phasendiagramm lila bzw. grün dargestellt. Sie geben folglich die maximale Löslichkeit der eingelagerten Komponente wieder. Anhand der Segregatlinie wird deutlich, dass der Basisstoff A bei einer Temperatur von 700 C seine maximale Lösungsfähigkeit besitzt und dabei 20 % B-Atome aufnehmen kann. Bei dieser Temperatur bleiben somit zunächst die gesamten B-Atome der Legierung im A-Gitter gelöst. Mit sinkender Temperatur nimmt jedoch die Löslichkeit mehr und mehr ab. So sind bei einer Temperatur von 600 C nur maximal 15 % und bei 500 C nur noch maximal 12 % B-Atome im A-Gitter lösbar. Bei 400 C wird schließlich exakt die vorhandene Lösungskonzentration von 10 % B-Atome erreicht. Die Gitterstruktur der Basiskomponente A kann bei dieser Temperatur also gerade noch die gesamten B-Atome lösen. Man spricht dann auch von einem sogenannten gesättigten α- Mischkristall. Wird von diesem Zustand weiter abgekühlt, dann können offensichtlich weniger B-Atome im A- Gitter gelöst werden als bisher noch im Mischkristall vorhanden sind. So weist der Mischkristall bisher noch 10 % B-Atome auf, jedoch können bei 300 C nur maximal 9 % und bei 200 C nur noch 8 % gelöst werden. Die "zuviele" B-Atome, die nicht mehr gelöst werden können, werden deshalb aus dem Gitter ausgeschieden. Der α-mischkristall bleibt somit immer gerade bis zur maximalen Löslichkeit gesättigt. Dabei werden sich jedoch keine reinen B-Kristalle bilden. Vielmehr werden sich B-reiche β- Mischkristalle bilden bzw. aus dem Gitter ausscheiden (auch βseg-mischkrisalle genannt). Die chemische Zusammensetzung der βseg-mischkristalle kann durch Fällen des Lotes bei der entsprechenden Segregatlinie ermittelt werden (hier: 78 % B; 22 % A). Die ausgeschiedenen βseg- Mischkristalle enthalten also grundsätzlich auch immer eine gewisse Menge an A-Atomen! Wie groß der Anteil an ausgeschiedenen βseg-mischkristallen insgesamt ist, kann bei gegebener Temperatur über das Hebelgesetz bestimmt werden. Bei einer Temperatur von 200 C ergibt sich ein Pasenanteil an βseg-mischkristallen von etwa 4 % und entsprechend ein Phasenanteil der α- Mischkristalle von ca. 96 % : βseg=(10 7)/(78 7) 100 %=4 α=(78 10)(78 7) 100 %=96

12 12 Das Ausscheiden der Mischkristalle bei Unterschreiten der Löslichkeitsgrenze geschieht durch Diffusionsprozesse. Diese laufen aufgrund der geringen Temperatur und dem bereits vorhandenen Kristallgefüge relativ träge ab. Die Ausscheidungen sind deshalb oftmals auf sehr kleine Bereiche begrenzt und finden bevorzugt an energetisch günstigen Stellen wie Korngrenzen, Versetzungen, Einschlüsse, Leerstellen, etc. statt. Im weiteren Abkühlverlauf sinkt die Löslichkeit der B-Atome im Gitter der Komponente A mehr und mehr. Es werden deshalb weiter B-Atome in Form von B-reichen β-mischkristallen ausgeschieden, wobei sich auch deren chemische Zusammensetzung permanent ändert wie anhand der Segregatlinie abgelesen werden kann. IIIC: Begrenzte Mischbarkeit über-/untereutektisch mit Eutektikum Im Folgenden wird die untereutektische Legierung AB25 betrachtet. Diese Legierung wird in einem Erstarrungsbereich zwischen 960 C und 700 C erstarren. Dabei wird werden sich bei Erreichen der Liquiduslinie zunächst α-mischkristalle ausscheiden. Deren Zusammensetzung kann durch Fällen des Lotes an der Soliduslinie ermittelt werden. So bestehen die α-mischkristalle bei einer Temperatur von 800 C zu 13 % aus B Atomen (bzw. zu 87 % aus A-Atomen). Das Ausscheiden der A-reichen α-mischkristalle führt dazu, dass die Schmelze an A-Atomen verarmt bzw. die Konzentration an B-Atomen zunimmt. Die Konzentrationszunahme kann für die Schmelze durch Fällen des Lotes an der Liquiduslinie ermittelt werden. Bei 800 C hat die Restschmelze eine Konzentration von 34 % B. Es wird offensichtlich, dass sich die Schmelze mit sinkender Temperatur gemäß der Liquiduslinie mehr und mehr der eutektischen Zusammensetzung annähert. Schließlich ist das eutektische Verhältnis in der Restschmelze mit 40 % B bei 700 C erreicht. Die Restschmelze verhält sich nun wie eine eutektische AB40-Legierung und erstarrt in einem Haltepunkt zum Eutektikum (fein verteilte α- und β-mischkristalle). Die aus der Schmelze ausgeschiedenen α-mischkristalle besitzen unmittelbar nach dem vollständigen Erstarren des Gefüges eine gemäß dem Punkt P entsprechende Zusammensetzung (20 % B). Die Löslichkeit der B-Atome in diesem α-mischkristall nimmt mit sinkender Temperatur nun jedoch ab. Es werden bei weiterer Abkühlung deshalb B-Atome in Form von βseg-mischkristallen an den Korngrenzen ausgeschieden. Deren Zusammensetzung kann wiederum an der entsprechenden Segregatlinie (grün) abgelesen werden. So weisen die βseg-mischkristalle bei einer Temperatur von 200 C eine Konzentration an B-Atomen von ca. 79 % auf, während die α-mischkristalle nur 7 % B-Atome beinhalten. Letztere Konzentration gilt sowohl für die aus der Schmelze primär ausgeschiedenen α-mischkristalle als auch für die α-mischkristalle des aus der Schmelze entstandenen Eutektikums! Bei Raumtemperatur liegt somit ein eutektisches Grundgefüge vor (bestehend aus feinverteilten α- und β-mischkristallen), mit darin eingebetteten α-"primär"mischkristalle sowie die an den Korngrenzen infolge der abnehmenden Löslichkeit ausgeschiedenen βseg-mischkristalle. Die Vorgänge für eine übereutektische Legierung sind prinzipiell dieselben wie bei einer untereutektischen Legierung. Unterschied besteht lediglich darin, dass nach Erreichen der Liquiduslinie β-mischkristalle aus der Schmelze ausgeschiedenen werden. Die Konzentration der B-Atome wird bei weiterer Abkühlung gemäß der Liquiduslinie abnehmen bis schließlich wieder die eutektische Zusammensetzung in der Restschmelze erreicht ist und diese zum Eutektikum erstarrt. Wird die Löslichkeitsgrenze der primär aus der Schmelze ausgeschiedenen β-mischkristalle unterschritten, dann scheiden sich diesmal A-reiche α-mischkristalle an den Korngrenzen aus. Das

13 13 Gefüge besteht dann bei Raumtemperatur aus einem eutektischen Grundgefüge mit darin enthaltenen β-primärmischkristalle sowie den an den Korngrenzen ausgeschiedenen αseg-mischkristalle. IIID: Gefügediagram Um die Gefügeanteile bei Raumtemperatur relativ einfach zu ermitteln ist es hilfreich sich ein entsprechendes Diagramm zu erstellen. Die Erstellung erfolgt prinzipiell auf dieselbe Weise wie im Falle der Kristallgemischlegierung - durch Anwenden des Hebelgesetzes im Phasendiagramm bei Raumtemperatur (~ 0 C). Zunächst besteht das Gefüge bis zu einem Legierungselementanteil von 5 % vollständig aus untersättigten α-mischkristallen. Bei höheren Konzentrationen scheiden sich aufgrund der begrenzten Löslichkeit vermehrt β-mischkristalle aus (βseg). Die meisten βseg-mischkristalle werden sich dann bilden, wenn das Gefüge unmittelbar nach der Erstarrung vollständig gesättigt vorliegt, sodass sich bei weiterer Abkühlung sofort βseg-mischkristalle ausscheiden. Dies ist bei einer Legierungskonzentration von 20 % B der Fall. Aufgrund der linearen Verschiebung des gedachten Auflagepunktes bei Anwendung des Hebelgesetzes nimmt der Gefügeanteil der ausgeschiedenen βseg-mischkristalle ebenfalls linear bis zum besagten Maximum zu. Bei höheren Konzentrationen an B-Atomen entstehen nun zusätzlich eutektische Gefügeanteile (Eu), während der Anteil an ausgeschiedenen βseg-mischkristalle wieder abnimmt. Die eutektischen Gefügeanteile nehmen bis zur eutektischen Zusammensetzung linear zu und erreichen dort schließlich 100 %. Übereutektische Legierungen scheiden aus der Schmelze β-mischkristalle aus, bevor sich das Eutektikum bildet. Mit steigender Legierungskonzentration im übereutektischen Bereich nehmen deshalb die eutektischen Gefügeanteile zu Gunsten der β-mischkristalle ab. Zusätzlich steigt aufgrund der begrenzten Löslichkeit der Anteil an ausgeschiedenen αseg-mischkristalle. Das Maximum der αseg-ausscheidung erhält man schließlich bei 70 % B, da dort die gebildeten β-mischkristalle unmittelbar nach der Erstarrung maximal gesättigt sind und sich somit direkt αseg- Mischkristalle ausscheiden. Das Gefüge enthält in diesem Fall kein Eutektikum mehr, da dieses erstarrt ist bevor sich die eutektische Zusammensetzung in der Schmelze hätte bilden können. Bei weiterer Erhöhung der Legierungskonzentration nimmt die αseg-mischkristallausscheidung wiederum bis zur maximalen Löslichkeitsgrenze von 80 % B ab und erreicht dort schließlich null. Von da an besteht das Gefüge nur noch aus untersättigten β-mischkristallen. Anmerkung: Der Konzentrationsbereich zwischen den reinen Mischkristallgefügen, innerhalb dessen mehrere Phasen im Gefüge auftreten, wird auch als Mischungslücke bezeichnet.