H6bSchmelzErstarrGrenzSS06_03
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3 Erstarrung<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Studieneinheit III<br />
3.1 Einphasige Erstarrung von Legierungen<br />
3.1.1 Planare Erstarrung – Makroseigerung<br />
3.1.2 Nicht-planare dendritische Erstarrung – Mikroseigerung<br />
3.1.3 Gussstrukturen<br />
3.2 Zweiphasige Erstarrung<br />
3.2.1 Eutektische Erstarrung<br />
3.2.2 Peritektische Erstarrung<br />
1<br />
2<br />
3<br />
1
Erstarrungsarten binärer Legierungen:<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Erstarrungsarten bzw. -morphologien<br />
• Ungerichtet globulitisch dendritisch<br />
Flacher Temperaturgradient<br />
Einige Keime, Badbewegung<br />
• Ungerichtet globulitisch nicht dendritisch<br />
Flacher Temperaturgradient<br />
Viele Keime, starke Badbewegung<br />
• Stängelig dendritisch<br />
Steiler Temperaturgradient + Rasche Erstarrung<br />
Geringe Konvektion, geringe Badbewegung<br />
• Zellular<br />
Steiler Temperaturgradient + Langsame Erstarrung<br />
Geringe Konvektion, geringe Badbewegung<br />
• Einphasig planar<br />
Sehr steiler Temperaturgradient + Langsame Erstarrung<br />
Keine Badbewegung, keine Keime<br />
• Zweiphasig planar<br />
Sehr steiler Temperaturgradient + Langsame Erstarrung<br />
Keine Badbewegung, keine Keime<br />
ungerichtet dendritisch<br />
ungerichtet<br />
nicht-dendritisch<br />
stängelig dendritisch zellular<br />
einphasig planar zweiphasig planar<br />
1<br />
2<br />
3<br />
2
Schmelze stets wärmer als<br />
Festkörper<br />
Erstarrungswärme wird<br />
durch Festkörper abgeführt<br />
Erhebung werden<br />
eingeebnet da:<br />
•Von wärmerer Schmelze<br />
umgeben<br />
•Wachstum der Erhebung ist<br />
verlangsamt<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Planare Erstarrung<br />
1<br />
2<br />
3<br />
3
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Verteilungskoeffizient<br />
Verhältnis von Verunreinigungskonzentration im Mischkristall zur Konzentration in<br />
Schmelze<br />
Verteilungskoeffizient: k := cS /cL A B<br />
1<br />
2<br />
3<br />
4
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Sehr langsame planare Erstarrung nahe Gleichgewicht<br />
Randbedingungen bzw. Modellannahmen:<br />
• An Erstarrungsfront herrscht lokal Gleichgewicht<br />
• Vollkommener Diffusionsausgleich im Festen<br />
und Flüssigen<br />
•d.h. D L =∞ , D S =∞<br />
• Eindimensionale Erstarrung<br />
• Wärmeabfuhr in negative x-Richtung<br />
Massenbilanz:<br />
Entmischung nach Hebelgesetz:<br />
cS ⋅ fS<br />
+ cL<br />
⋅ fL<br />
= c 0 ⋅1<br />
f<br />
S<br />
=<br />
c<br />
L<br />
− c<br />
0<br />
=<br />
c<br />
( 1−<br />
k)<br />
cL<br />
cL<br />
cS<br />
L<br />
−<br />
−<br />
c<br />
0<br />
1<br />
2<br />
3<br />
5
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Modell nach Scheil für langsame planare Erstarrung<br />
Randbedingungen bzw. Modellannahmen:<br />
• An Erstarrungsfront herrscht lokal Gleichgewicht<br />
• Vollkommener Diffusionsausgleich im<br />
Flüssigen, d.h. D L = ∞<br />
• Kein Diffusionsausgleich im Festen, d.h. D S =0<br />
• Erstarrung beginnt bei T=T L mit c S=k⋅c 0<br />
Massenbilanz<br />
S<br />
( cL<br />
−<br />
cS<br />
) = ( 1−<br />
fS<br />
) dcL<br />
df ⋅<br />
bei einer Änderung des festen Anteils df S führt die<br />
Differenz (c L -c S ) zu einer gleichmäßigen Steigung<br />
der Konzentration dc L in der Restschmelze (1-f S ):<br />
1<br />
2<br />
3<br />
6
Integration:<br />
f<br />
f<br />
S<br />
∫<br />
0<br />
S<br />
∫<br />
0<br />
c<br />
( 1−<br />
f ) ( c − c )<br />
( 1−<br />
f ) c ( 1−<br />
k)<br />
S<br />
df<br />
df<br />
S<br />
S<br />
S<br />
S<br />
= kc<br />
0<br />
=<br />
=<br />
( l−1)<br />
B-Atome reichern sich in Schmelze an<br />
Für f S=1 wird c S=∞; dieser Fall tritt in<br />
Wirklichkeit nicht auf, da vorher i.d.R. eine<br />
eutektische Reaktion auftritt<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
c<br />
c<br />
c<br />
c<br />
L<br />
∫<br />
0<br />
L<br />
∫<br />
0<br />
( 1−<br />
f<br />
S<br />
L<br />
)<br />
L<br />
dc<br />
dc<br />
L<br />
L<br />
S<br />
Makroseigerung nach Scheil<br />
Konzentrationen cs, cl und Konz.Profil<br />
csi<br />
cli<br />
ci<br />
( )<br />
1<br />
0<br />
0.9<br />
0.8<br />
0.7<br />
0.6<br />
0.5<br />
0.4<br />
0.3<br />
0.2<br />
0.1<br />
0<br />
0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1<br />
0 fsi Anteil, fs, der festen Phase [-]<br />
c(feste Phase)<br />
c(Schmelze)<br />
Konz.Profil bei fs = 60%<br />
c0<br />
kc0 ⋅<br />
0.999<br />
1<br />
2<br />
3<br />
7
1. Bei T 1 erstarrt an Kokillenwand<br />
Mischkristall mit c α<br />
2. Schmelze reichert sich nahe der<br />
Erstarrungsfront mit B an und<br />
erstarrt darum erst unterhalb T1 bei<br />
ϑ1 3. Schmelze reichert sich noch mehr<br />
mit B an<br />
4. 2.-3. Wiederholen sich bis c 0 /K<br />
erreicht ist<br />
5. B-Anreicherung wird wie<br />
„Bugwelle“ vor Erstarrungsfront<br />
hergeschoben<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Rasche planare Erstarrung<br />
1<br />
2<br />
3<br />
8
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Modell nach Tiller für rasche planare Erstarrung<br />
Randbedingungen bzw. Modellannahmen:<br />
• An Erstarrungsfront herrscht lokal Gleichgewicht<br />
•Endlich schneller Diffusionsausgleich im<br />
Flüssigen, d.h. D L = konst.<br />
•Kein Diffusionsausgleich im Festen, d.h. D S =0<br />
• Erstarrung beginnt bei T=T L mit c S=k⋅c 0<br />
Allgemeine Massenbilanz an fortschreitender<br />
Erstarrungsfront mit z‘ Abstand von<br />
Erstarrungsfront:<br />
dt<br />
2<br />
∂ c<br />
∂z'<br />
∂c<br />
+ v<br />
∂z'<br />
dcL L L<br />
= DL<br />
2<br />
Diffusion Konvektion an fortschreitender Erstarrungsfront,<br />
„Stichwort: Raupe schiebt Sand“<br />
1<br />
2<br />
3<br />
9
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Tiller-Gleichung für rasche planare Erstarrung<br />
Vereinfachte Massenbilanz an fortschreitender<br />
Erstarrungsfront:<br />
L<br />
( c 0 − kcL<br />
) dz = dcL<br />
Integration:<br />
z<br />
∫<br />
0<br />
c<br />
L<br />
v<br />
D<br />
L<br />
=<br />
dz<br />
c<br />
k<br />
0<br />
=<br />
c<br />
L<br />
∫<br />
c<br />
0<br />
⎡<br />
⎢1−<br />
⎢<br />
⎣<br />
D<br />
v<br />
( c − c )<br />
0<br />
dc<br />
L<br />
L<br />
⎛ kvz ⎞<br />
−⎜<br />
⎟<br />
⎤<br />
⎜ ⎟<br />
⎝ DL<br />
⎠ ( 1−<br />
k)<br />
⋅e<br />
⎥ oder c = c ⎢1−<br />
( 1−<br />
k)<br />
⎥<br />
⎦<br />
S<br />
0<br />
⎡<br />
⎢<br />
⎣<br />
⋅e<br />
⎛ kvz ⎞<br />
−<br />
⎜<br />
⎟<br />
⎝ DL<br />
⎠<br />
⎤<br />
⎥<br />
⎥<br />
⎦<br />
1<br />
2<br />
3<br />
10
Modelle der planaren Erstarrung im Überblick<br />
a) Erstarrung nahe Gleichgewicht nach<br />
Hebelgesetz<br />
b) Langsame Erstarrung nach Schill<br />
c) Rasche Erstarrung nach Tiller mit<br />
endlicher Diffusion und Konvektion in der<br />
Schmelze<br />
d) Rasche Erstarrung nach Burton mit<br />
endlicher Diffusion in der Grenzschicht<br />
und starker Konvektion in der Schmelze<br />
außerhalb der Grenzschicht<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
1<br />
2<br />
3<br />
11
Abhängigkeit von der Erstarrungsgeschwindigkeit<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
1<br />
2<br />
3<br />
12
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Stabilität der Erstarrungsfront<br />
Die Stabilität der Erstarrungsfront wird durch die Richtung der Wärmeabfuhr bestimmt<br />
a) Planare Erstarrung:<br />
• Wärmeabfuhr in Richtung Festkörper<br />
b) Dendritische Erstarrung:<br />
• Unterkühlte Schmelze<br />
• Wärmeabfuhr in Richtung der Schmelze<br />
• Erhebung werden verstärkt, da von kühlerer<br />
Schmelze umgeben<br />
• Erstarrungswärme wird in Schmelze abgeführt<br />
⇒ Unterkühlung nimmt ab<br />
• Dendritisches Wachstum bis Schmelze<br />
Erstarrungstemperatur hat, dann planares<br />
Wachstum<br />
1<br />
2<br />
3<br />
13
Modellvorstellungen zur dendritischen Erstarrung<br />
Dendriten und Zwischenzonen<br />
planarem Wachstums fügen<br />
sich zu Körnern im homogenen<br />
Festkörper zusammen:<br />
•Zwischen Dendriten werden<br />
Modelle der planaren Erstarrung<br />
angewendet<br />
•Das Scheil-Modell wird häufig<br />
zur Beschreibung der<br />
dendritischen Seigerung<br />
benutzt.<br />
Dendriten wachsen bevorzugt in niedrig indizierten Kristallrichtungen<br />
• < 0 0 1 > im kfz und krz Gitter<br />
• < 0 0 0 1 > im hexagonalem Gitter<br />
In Legierungen sind Dendriten, d.h. die zu erst erstarrten Bereiche aufgrund unterschiedlicher<br />
Zusammensetzung zu erkennen<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
1<br />
2<br />
3<br />
14
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Mikroseigerung in gegossenen Bauteilen<br />
Einkristallinen Ni-Basissuperlegierung CMSX-4 im Gusszustand<br />
Konzentrationsmessungen mit WDX<br />
Cr, Co, W, Re sind in den Dendriten<br />
angereichert<br />
Al, Ti, Ta sind in den interdendritischen<br />
Bereichen angereichert<br />
1<br />
2<br />
3<br />
15
Konzentrationsunterschiede innerhalb<br />
eines Korn, i.d.R. unerwünscht<br />
Abhilfe durch Diffusions- oder<br />
Homogenisierungsglühung<br />
100 μm<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Verringerung von Mikroseigerungen<br />
Einkristallinen Ni-Basissuperlegierung CMSX-4 nach Lösungs-,<br />
Homogenisierungsglühung, Konzentrationsmessungen mit WDX<br />
Konzentrationsausgleich umso schneller,<br />
• je höher Glühtemperatur (aber stets unterhalb Nichtgleichgewichtssoliduslinie,<br />
bzw. eutektischer Temperatur)<br />
• je größer Diffusionskoeffizient<br />
• je kürzer Diffusionswege, d.h. je kleiner Dendriten<br />
W und Re weiterhin inhomogen verteilt<br />
1<br />
2<br />
3<br />
16
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Konstitutionelle Unterkühlung<br />
Liquidustemperatur ϑ(x) ist Rechengröße<br />
Tatsächlicher Temperaturverlauf T (x)<br />
•Abhängig von der Wärmeabfuhr nach –x<br />
•Steigt in x-Richtung<br />
•Direkt an der Erstarrungsfront T = TS Schnelle Wärmeabfuhr, hohe Gradient dT/dx :<br />
•T(x) stets höher als ϑ(x)<br />
•Schmelze ist thermodynamisch stabil<br />
Niedriger Gradient dT/dx in Schmelze:<br />
•Konstitutionelle Unterkühlung, d.h. ϑ(x) örtlich<br />
höher als T(x)<br />
•Schmelze ist instabil ⇒ Dendritenbildung &<br />
spontane Keimbildung<br />
Die konstitutionelle Unterkühlung tritt nur in<br />
Legierung, nicht aber in reinen Metallen auf<br />
1 Liquidustemperatur ϑ(x)<br />
2 tatsächliche Temperatur T(x)<br />
1<br />
2<br />
3<br />
17
Morphologische Instabilität<br />
Übergang von planarer zu dendritischer Erstarrung<br />
Die konstitutionelle Unterkühlung von Legierungen<br />
beschreibt das Phänomen, dass trotz ansteigenden<br />
Temperaturgradienten die Temperatur lokal unter die<br />
Liquidustemperatur fällt<br />
Grenzbedingung für Temperaturgradienten G an<br />
Erstarrungsfront (m, Steigung der Liquiduslinie; G c<br />
Konzentrationgradient an der Phasengrenze):<br />
⎛<br />
dT<br />
dz<br />
⎞<br />
⎛ dT<br />
!<br />
L<br />
L L<br />
G = ⎜ ⎟ = ⎜ ⎟ = ⎟ = m⋅<br />
z 0 dz ⎜ ⎜<br />
z 0 dc ⎟<br />
⎝ ⎠ = ⎝ ⎠ =<br />
L ⎝ dz ⎠z=<br />
0<br />
Massenbilanz unter stationären Bedingungen:<br />
v<br />
Gc = − ⋅Δc<br />
D<br />
⎛ G ⎞<br />
⎜ ⎟⎠<br />
⎝ v<br />
Auflösen Einsetzen<br />
Sobald unterschritten wird, kann eine planare Front nicht mehr stabil wachsen<br />
krit<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
⎞<br />
⎛<br />
⎝<br />
dT<br />
0<br />
⎞⎛<br />
dc<br />
⎠<br />
⎞<br />
G<br />
c<br />
v Δc<br />
= −D⋅<br />
G<br />
⎛<br />
⎜<br />
⎝<br />
⋅ Diffusionsstrom<br />
v<br />
0<br />
c<br />
ΔT<br />
D<br />
G ⎞<br />
0 0<br />
⎟<br />
⎠<br />
krit<br />
Δc<br />
= −m⋅<br />
D<br />
=<br />
1<br />
2<br />
3<br />
18
Erscheinungsformen einphasiger Erstarrungen<br />
Mit zunehmender konstitutioneller<br />
Unterkühlung<br />
a) Globulitische Randerstarrung<br />
b) Säulen- Stängelstruktur<br />
c) Instabile dendritische Erstarrung<br />
d) Spontane globulitische Erstarrung<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Einflussfaktoren<br />
a) Erstarrungsgeschwindigkeit v Er<br />
b) Temperaturgradient grad(T) an Erstarrungsfront<br />
1<br />
2<br />
3<br />
19
Merkmale eines dendritischen Gefüges<br />
Abstand λ der primären Dendritenarme:<br />
•λ∝1/v 4<br />
Abstand sekundärer Dendritenarme:<br />
•λ a ∝ 1/v 3<br />
Dendritenspitzenradius:<br />
•R ∝ 1/v 2<br />
Je schneller die Erstarrung, umso feiner<br />
das Gefüge!<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
1<br />
2<br />
3<br />
20
1<br />
Einphasige Erstarrung am Beispiel der Superlegierung SRR99 2<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
3<br />
21
Berechnung der konstitutionellen Unterkühlung<br />
Modell nach Tiller<br />
•D L = konst.<br />
•D S = 0<br />
•Diffusion + Konvektion<br />
an Phasengrenze<br />
∂c 2 r<br />
= D∇<br />
c + v ⋅∇c<br />
∂t<br />
•Stationärer Fall<br />
∂c 2 r<br />
= 0 = D∇<br />
c + v ⋅∇c<br />
∂t<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Temperatur [K]<br />
Konzentration<br />
Ti<br />
TGi<br />
c i<br />
1100<br />
1050<br />
1000<br />
950<br />
900<br />
850<br />
800<br />
0.35<br />
0.3<br />
0.25<br />
0.2<br />
0.15<br />
0.1<br />
1000 D<br />
⋅<br />
v<br />
Konzentrationsprofil an Erstarrungsfront<br />
0.05<br />
0.5 0.15 0.2 0.55 0.9 1.25 1.6 1.95 2.3 2.65 3<br />
0<br />
1000 ⋅zi<br />
Ortskoordinate [µm]<br />
750<br />
0.5 0 0.5 1 1.5 2 2.5 3<br />
TL(x)<br />
G, tat. Temperatur<br />
Temperatur vor der Erstarrungsfront<br />
1000⋅zi Ortskoordinate [µm]<br />
Tliq<br />
Tsol<br />
Für den Fall, dass vor der<br />
Erstarrungsfront TL(z)>T(z) ist, wird eine<br />
planare Grenzfläche instabil.<br />
22<br />
c0<br />
1<br />
2<br />
3
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Sehr hohe Erstarrungsgeschwindigkeiten<br />
Ein komplizierteres Modell sagt<br />
bei genügend hohen<br />
Erstarrungsgeschwindigkeiten<br />
wieder ein planares Erstarren<br />
voraus<br />
Die sog. absolute Stabilität hängt<br />
wesentlich von der Diffusion ab:<br />
( v )<br />
abs<br />
krit<br />
D⋅<br />
ΔT<br />
=<br />
k ⋅Γ<br />
0<br />
1<br />
2<br />
3<br />
23
Einphasige Erstarrung am Beispiel der Superlegierung<br />
IN 939<br />
planar zellular, Stängel grob dendritisch fein dendritisch,<br />
fein zellular<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Planar<br />
absolute Stabilität<br />
1<br />
2<br />
3<br />
24
Gießen von Metallschmelzen in<br />
Gussformen, den Kokillen<br />
•Formguss ⇒ nahe Endform<br />
•Halbzeugguss ⇒ Rohblock<br />
Makrostruktur Rohgussblock<br />
•Abschreckzone, feinkristalline Randzone:<br />
Heterogene Keimbildung, planares<br />
Wachstum<br />
•Säulenzone, Transkristallisationszone:<br />
•Globularzone, Grobkristallzone:<br />
Fremdstoffe ⇒ heterogene Keimbildung<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Gussstrukturen<br />
1<br />
2<br />
3<br />
25
Günstig orientierte Randkristalle wachsen<br />
entgegengesetzt der Wärmeabfuhr<br />
Begünstigt sind niedrig indizierte<br />
Kristallrichtungen<br />
• < 0 0 1 > im kfz und krz Gitter<br />
• < 0 0 0 1 > im hexagonalem Gitter<br />
Säulen- oder Stängelkristallite entstehen:<br />
• Bei Unterkühlung durch dendritisches<br />
Wachstum<br />
• Andernfalls durch planares Wachstum<br />
Entscheidend sind Wachstums- und nicht<br />
Keimbildungsphänomene<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Säulen- oder transkristalline Zone<br />
1<br />
2<br />
3<br />
26
Einfluss der Gießtemperatur auf die transkristalline Zone<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
1<br />
2<br />
3<br />
27
1<br />
Einfluss der Überhitzung auf Kornfeinung von Al-Guss mit Ti 2<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
3<br />
28
Globularzonen sind insbesondere bei<br />
geforderter Hochtemperaturfestigkeit<br />
unerwünscht<br />
Gefügeausrichtung durch gezielte<br />
Einstellung des Temperaturgradienten<br />
Gussform an einer Seite erhitzen auf<br />
anderer Seite kühlen<br />
•Gerichtete eutektische Erstarrung<br />
•Gerichtete Kornerstarrung<br />
•Gerichtete einkristalline Erstarrung<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Gerichtete Erstarrung<br />
1<br />
2<br />
3<br />
29
Experimentelle Möglichkeiten v Er und grad(T)<br />
einzustellen<br />
Bridgeman-Prozess für die<br />
gerichtete Erstarrung<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
1<br />
2<br />
3<br />
30
[001] Textur in einem Kornselektor zur Einkristallzucht<br />
EBSD-Messungen an einkristalliner Ni-Basissuperlegierung CMSX-4<br />
Starter<br />
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
axial transvers<br />
{001} Polfigur<br />
1<br />
2<br />
3<br />
31
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Auswahl eines einzelnen Korns<br />
EBSD-Messungen am Kornselektor zum Einkristallgießen der Ni-<br />
Basissuperlegierung CMSX-4<br />
9<br />
8<br />
7<br />
6<br />
5<br />
4<br />
3<br />
2<br />
1<br />
0<br />
Reference<br />
needle-crystal<br />
Top of starter<br />
block<br />
CMSX-10, EBSD<br />
4-150°<br />
3-100°<br />
5-200°<br />
1-0°<br />
2-50°<br />
6-250°<br />
7-300°<br />
Selection<br />
mechanism<br />
internal surface<br />
growth<br />
external surface<br />
1<br />
2<br />
3<br />
32
R. Völkl: Schmelze Erstarrung Grenzflächen<br />
Ende Studieneinheit III<br />
Vielen Dank für Ihre Aufmerksamkeit<br />
1<br />
2<br />
3<br />
33