Transcript Ausscheidungen

Reine Metalle
(verhältnismäßig weich)
Legieren + Wärmebehandlung
ausgeschiedene Teilchen einer 2.Phase in Grundmatrix
(Art, Größe und Verteilung bestimmen die Eigenschaften)
 mech. Festigkeit, Zähigkeit,
und Kriechbeständigkeit
 Korrosionswiderstand
 gute elektrische Leitfähigkeit
 hohe magnetische Koerzetivfeldstärken
Optimale
Eigenschaftskombinationen
Ausscheidungshärtung 1906 A. Wilm
Al-Legierung mit geringen Gehalten
von Cu, Mg, Si und Fe
Glühung bei 550°C, Abschrecken,
Lagern bei Raumtemperatur :
ALTERN
(Mischkristalllöslichkeit steigt mit
wachsender Temperatur, sodaß sich
nach Abkühlung eine zweite Phase
aus dem übersättigten Mischkristall
ausscheiden kann)
Werkstoffeigenschaften hängen ab von
der Art, der Größe und der Verteilung der Teilchen der 2. Phase ab.
Voraussetzungen für
Ausscheidungsentstehung (Variante A)

Legierung

Beschränkte Löslichkeit mind. einer Komponente
in einer anderen (Mischungslücke)

Löslichkeit muss mit fallender Temperatur abnehmen
Homogenisierungsglühung (TH)
Abschrecken
Auslagern (TA)
Ausscheidungen
Voraussetzungen für
Ausscheidungsentstehung (Variante B)

Eindiffusion eines Drittlegierungselementes über die Oberfläche

Nach Überschreiten des Löslichkeitsproduktes
Ausscheidungsbildung bei Behandlungstemperatur

Beispiele
Nitrieren
Nitrocarborieren
Aufkohlen
Innere Oxidation
Borieren
Ausscheidungsvorgänge
Kontinuierliche
Entmischung
Inhomogene Ausscheidung
kohärent
Keimbildung
Thermodynamik inkohärent
Ausscheidungswachstum
Diffusion
Ostwaldreifung
Thermodynamik
Diskontinuierliche
Ausscheidung
Homogene Ausscheidung
Spinodale Entmischung
Thermodynamik
Bergaufdiffusion
Ausscheidungen
kontinuierlich
diskontinuierliche
lichmikroskopisch sichtbares Gefüge
Entmischung
Keimbildung und Wachstum („Bergabdiffusion“)
Spinodale Entmischung(„Bergaufdiffusion“,
d.h. der Thermodynymische Faktor des Dk muss negativ werden.)
Untersuchungsmethode
(Morphologie, Teilchendichte, Größe, chem. Zusammensetzung)
Direkte Abbildung
Kleinwinkelstreuung
- Feldionenmikroskopie (AFIM)
- ESMA
- hochauflösende Elektronenmikroskopie (Raster, TEM)
Inhomogene
Ausscheidung
(Keimbildung
Wachstum)
Homogene
Ausscheidung
(spinodale
Entmischung)
Entmischungsvorgänge entlang einer Reaktionsfront,
die in das übersättigte Material fortschreitet:
Eutektoide Zerfall (z.B. Perlit-Reaktion
+ Fe3C)
C
8D
 R (C  C )
S
 ED 
2
R  (T1 ) exp  

 kT 
S
R
T1
- Periodizitätsabstand der Lamellen
- Geschwindigkeit der Reaktionsfront
- Unterkühlung von
Diskontinuierliche Ausscheidung (Duplexgefüge)
Eine der beiden Phasen ist von gleicher Struktur (Zusammensetzung und
Orientierung unterschiedlich) wie die übersättigte Mutterphase.
Binäre Legierungen
Gesamtzahl der Atome : N
NA - A - Atome
Lösungsmittel
NA

CA N
NB - B - Atome im Mk gelöst
N
CB  NB
NA + NB = N
CA + CB = 1
CA = 1 - CB
Vorteil: nur 1 unabhängige Variable
Entropie S
S = k . ln W
k - Bolzmannkonstante
W - Zahl der möglichen Verwirklichungen eines
Systems unter Wahrung der Konzentration
Skonf
 k  ln
N!
N A!  N B!
Beispiel: 1000 Gitterplätze 999 A-Atome 1 B-Atom
W  k  ln
N!
1000!
999!1000
 k  ln
 k  ln
 k  ln1000
999!1!
999!1!
N A!  NB!
1000 Gitterplätze 998 A-Atome 2 B-Atom
W  k  ln
1000 Möglichkeiten
ln1000  6,9
499000 Möglichkeiten
N!
1000!
998! 9991000
 k  ln
 k  ln
 k  ln 499000
!

!
998
!

2
!
998
!

2
!
N A NB
ln 499000  13,1
Ziel: Berechnung der Zahl der Realisierungsmöglichkeiten 
(nur für vereinfachte Modelle möglich)
ideale Lösungen
N  B  Zahl der B  Atome
N  A  Zahl der A  Atome
Kombinatorik

M

N!
( N  A)!( N  B )!
Stirling' scheFormel : N ! N . ln N  N
S M  k ln 
  Nk ( A ln A   B ln B )
Mischungsentropie einer idealen
Lösung als Funktion des Molenbruchs
Ziel: Berechnung der Zahl der Realisierungsmöglichkeiten
nur für vereinfachte Modelle möglich
ideale Lösungen
reguläre Lösung
Einbeziehung der WW zwischen NN:
Freie Mischungsenergie
Gesamte Bindungsenergie im Mk
Ideale Mischungsentropie
FM =
EM -
N - Zahl der Atome
n - Zahl der Nachbarn
SM T
ij  0 (Anziehung, Wechselwirkungsenergie mit Nachbarn)
Vertauschungsenergie  = AB - 1/2 ( AA - BB )
Kombinatorik über Paarverteilung im Mk führt zur
Freien Mischungsenergie
FM = NnAB + NkT (AlnA+BlnB)
A+b = 1
FM = f (b )
Spinodale
Löslichkeitskurve und Spinodale ( Modell der regulären Lösung )
Entmischung
Keimbildung und Wachstum („Bergabdiffusion“)
Spinodale Entmischung(„Bergaufdiffusion“,
d.h. der Thermodynymische Faktor des Dk muss negativ werden.)
Verschiedene Kohärenzgrenzen
Freie Keimbildungsenthalpie als Funktion des Keimradius für
verschiedene Keimbildungsmechanismen (nach E. Hornbogen)
1 homogene Keimbildung für
nichtkohärente Umwandlung
2 homogene Keimbildung für
kohärente Umwandlung
3 heterogene Keimbildung an
Stabelfehlern
4 heterogene Keimbildung an
Versetzungen
5 heterogene Keimbildung an
Leerstellenausscheidungen
Ausscheidungswachstum
Der Antransport durch Diffusion ist geschwindigkeitsbestimmend.
Schematische Darstellung der Konzentrationsverteilung C(r) um ein wachsendes
Teilchen
RC 0Cα
Radius des Teilchens
ist die Konzentration des Mischkristalls vor der Ausscheidungsbehandlung
die Gleichgewichtskonzentration bei der Behandlungstemperatur
Die Transformationsgleichungen
von kartesischen in Kugelkoordinaten
Die Rücktransformationsgleichungen:
kugelförmige Teichen:
Die Diffusionsgleichung für C-unabhängigen Dk in
sphärischen Polarkoordinaten:
x  r  cos 
y  r  sin 
Kugelsymetrie :
C
  C 2 C 
 D 2 

t
r r 
 r
axialeSymetrie :
2
C
  C 2 C 
 D 2 

t
r r 
 r
2
Wachstumskinetik verschiedener Teilchenformen
AusgeschiedenesVolumen
(m
Vß prop. t
m
3
5
für Kuge ln; m  2 für Nade ln; m  für Scheibchen
2
2
Konzentration
Auflösung
Wachstum
Aluminiumwerkstoffe
Übersicht über aushärtbare (grün) und nichtaushärtbare (rot)
Legierungen auf Al-Basis
Intermetallische Phasen in Al-Legierungen
Al8 Fe Mg 3 Si6
Al18Mg3Mn2
Si
Mn
Al6Mn
Al6(Mn,Fe)
Mg2Si
Al12Mn3Si
Al15Mn3Si
Fe
Al3Fe
Al3(Fe,Mn)
Al15(Mn,Fe)3Si2
Al12Fe3 Si
Al8 Fe2 Si
Cu
Al2Cu
Al2(Cu,Fe)
Al7Cu2Fe
Al5 Fe Si
Al9 Fe2 Si2
Al5Cu2 Mg8 Si
Mg
Al8Mg5
Al2Cu Mg (T)
Al6Cu Mg4 (S)
Mg2S
i
C2: Mikrostrukturen und mechanisches Verhalten von
sekundär erzeugten Aluminiumwerkstoffen nach
Erstarrung, Umformung und Wärmebehandlung
Fremddiffusion in Aluminium
Mg
System Aluminium - Kupfer
- Phase:
tetragonal,
inkohärent
sehr hohe Grenzflächenund Keimbildungsenergie
Reihe von metastabiler
Phasen
Wärmebehandlung
Verteilung der Kupferatome
Etappe I
Keine
größtenteils Ausscheidungen aus
Gleichgewichtsphase Al2Cu
Etappe II
Lösungsglühen bei
500°C und
Abschrecken auf
Raumtemperatur
Kaltauslagerung bei
Raumtemperatur
alles Kupfer in Lösung
Etappe III
Zerfall des übersättigtem
Mischkristalls durch kohärente
Ausscheidungen (G.-P.-I-Zonen)
Größe der
Ausscheidungen
(D=Durchmesser,
S=Dicke)
D: 1-10 µm
D: bis 10 µm,
S: ca. 0,2 µm
Etappe IVa kurze Erwärmung auf
150-200°C
Auflösung der G.-P.-I-Zonen
(Rückbildung), temporärer
Härterückgang
Etappe IVb Warmauslagern bei
150°C
Anreicherung Kupferatome in
kohärenten G.-P.-II-Zonen,
Ausbildung metastabiler,
teilkohärenter ´-Phase,
Härtemaximum bei Gemisch von
beiden
D: 10-70 nm
S: 1-5 nm
Ausscheidung der inkohärenten Phase, Überalterung, Rückgang der
Härtewerte
D: ca. 0,1-3 µm
S: ca. 0,1-3 µm
Etappe V
Überhärten durch zu
lange Zeit oder zu
hohe Temperatur
D: 0,5-1µm
S: 3-10 µm
Aushärtungsverhalten
einer Aluminiumlegierung
mit 4% Cu
Löslichkeitskurven von Cu in Al in
Gegenwart verschiedener Phasen
Bildung an
Korngrenzen
Bildung bevorzugt
an Versetzungen
Homogene Bildung
Stabile Ausscheidungspase im Gg mit  :
 Al2Cu (teragonal und inkohärent)
Bildung von Cu-reichen metastabilen
Phasen, die  ähnlich sind.
GP I
GPII ( oder ‘‘)
und ‘
Kristallstrukturen im System Al-Cu
Mischkristall
Gg-Phase 
Metastabile
Phase ‘
Metastabile
Phase ‘‘
Fortschreiten der Ausscheidung über Zonenbildung
und Entstehung teilkohärenter Ausscheidungen
Härteisotherme verschiedener
Al-Cu-Legierungen bei 130°C
Härteisotherme verschiedener
Al-Cu-Legierungen bei 190°C
Schematische Darstellung von
GPI - Zone
 Cu-Atome
GPII - Zone
 Al-Atome
Ausscheidungen bei Kaltauslagerung (GPII-Zonen)
GPII-Zonen in Al-Matrix
V: 15000:1
Wechselwirkung von GPII-Zonen mit
Versetzungen
Ausscheidungen bei Warmauslagerung
Al2Cu-Teilchen
V 15000:1
Wechselwirkung vonAl2Cu-Teilchen
mit Versetzungen
Nickelwerkstoffe
Hochtemperaturwerkstoff (Superlegierung)
Einsatz bis T 0,8 Tm
- Matrix (‘-Phase) : kfz-Mk auf Ni-Basis mit großen
Mengen an löslichen Elementen (10%Co, 5%Cr, 10%Mo, 5%W)
- Intermetallische Phase ‘ ‘= Ni3(Al,Ti)
Festigkeitseigenschaften bei hohem T durch ausgezeichnete Kohärenz zwischen  und ‘
geringe Grenzflächenenergie
hohe Stabilität der ‘-Teilchen
Superlegierungen
Besondere Eigenschaften durch:
- den hohen Gehalt an LE im Mk
Mischkristallhärtung,
Herabsetzung der Diffusionsbeweglichkeit
Verlangsamung der Kriechprozesse
- Ausscheidungshärtung durch feine ‘-Teilchen, die nach Abschrecken der Leg. Durch Ausscheidungsglühung entstehen
- Fixierung des Gefüges durch Ausscheidung von Karbiden an
den Korngrenzen
Hartmagnetische Werkstoffe
Permanentmagnetlegierungen
AlNiCo
FeCrCo
(8%Al, 15%Ni, 26%Co einige %Ti u.Cu, Rest Fe)
Homogenisieren - Ausscheidungsglühen
Mk zerfällt in
Ausscheidungsbehandlung
- kfz schwach- oder nichtferromagnetisch
 - Phase (Ni und Al)
Einbereichsteilchen
- krz-ferromagnetische ‘ -Phase (Fe,Co) mit
hoher Sättigungspolarisation
(sog. Einbereichsteilchen), deren Magnetisierungsrichtung bei Glühung im
Magnetfeld vorgegeben werden kann
Ausscheidungen sowohl über
Keimbildung und Wachstum
als auch über Spinodale Entmischung