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Einfluß von
Legierungselementen
auf das Ergebnis der
thermischen Analyse
bei veredelten
AlSi-Legierungen
Seite 2
Die thermische
Analyse als
Kontrollverfahren zur
Bestimmung der
Kornfeinung von
Al-Gusslegierungen
Seite 12
Zertifiziert nach
DIN EN ISO 9001
DIN EN ISO 14001

Einfluß von Legierungselementen auf das
Ergebnis der thermischen Analyse bei veredelten
AlSi-Legierungen
VON DIPL.-ING. L. HEUSLER UND PROF. DR.-ING. W.
SCHNEIDER, VAW ALUMINIUM AG, BONN
Für den Einsatz der thermischen Analyse zur
Beurteilung einer Veredelungsbehandlung ist es
unabdingbar, den Einfluß der Legierungselemente auf die
eutektische Depression zu kennen. In der vorliegenden
Arbeit wurde der Einfluß von Magnesium mit Strontium
und der Einfluß von Mg, Si, Cu und Fe auf die
Natriumveredelung und das Ergebnis der thermischen
Analyse untersucht. Außerdem wurden die Meßmethoden
verschiedener kommerzieller Thermoanalyse-Systeme
kritisch hinsichtlich der Bestimmung der eutektischen
Referenztemperatur beleuchtet. Dies geschieht in der
Regel mit Hilfe von Literaturformeln, die den Einfluß der
Legierungselemente auf die eutektische Temperatur
berücksichtigen.
Am kritischsten und uneinheitlichsten stellte sich der
Einfluß von Magnesium heraus. Bei konstantem Gehalt
an Veredelungsmitteln wurde mit steigendem
Siliciumgehalt ein deutlicher Abfall der Depressionswerte
festgestellt. Demgegenüber stiegen die Depressionswerte
mit steigendem Kupfer- bzw. Eisengehalt an.
Thermoanalyse-Systeme, die die eutektische Referenztemperatur
der unveredelten Schmelze anhand von
Literaturformeln ermitteln, können systematische Fehler
aufweisen, wenn die Literaturwerte bei anderen
Abkühlbedingungen ermittelt wurden. Werden die
Formeln der Legierungsabhängigkeit dagegen mit den
gerätespezifischen Abkühlbedingungen ermittelt,
stimmen die daraus berechneten mit den gemessenen
Referenztemperaturen sehr gut überein. Die Ermittlung
der Referenztemperatur aus den ternären Eutektika der
Abkühlkurve an der bereits veredelten Legierung, die bei
einem System angeblich verwendet wird, erwies sich als
fehlerhaft, weil z. B. der Magnesiumgehalt überhaupt
nicht berücksichtigt wurde.
Einleitung
Die Aluminium-Silicium-Legierungen stellen aufgrund
ihrer guten Gießbarkeit bei gleichzeitig guten
mechanischen Eigenschaften die wichtigste Gruppe der
Aluminiumgußlegierungen dar. Eine weitere Verbesserung
der mechanischen Kennwerte läßt sich durch
eine Veredelungsbehandlung mit Natrium oder Strontium
erzielen, die bereits in den zwanziger Jahren dieses
Jahrhunderts entdeckt wurde [1]. Hierbei bildet sich das
eutektische Silicium anstatt in der ohne Zusätze üblichen
körnigen oder lamellaren Form in einer sehr fein
verzweigten Form aus, so daß durch die Vermeidung
großer plattenförmiger Si-Partikel insbesondere die
Bruchdehnung deutlich verbessert wird. Nach neueren
Untersuchungen zum Mechanismus der Veredelung wird
davon ausgegangen, daß das Kristallwachstum des
eutektischen Siliciums aufgrund der Anlagerung von
Strontium bzw. Natrium auf den Wachstumsflächen
behindert wird [2]. Dadurch wird eine verstärkte
Zwillingsbildung erzwungen, was sich einerseits in einer
starken Verzweigung des eutektischen Siliciums ausdrückt
und andererseits zu einer deutlichen Absenkung der
eutektischen Temperatur führt. Diese, mittels thermischer
Analyse meßbare, sogenannte Depression, d.h. die
Differenz der eutektischen Temperaturen vor und nach
einer Veredelungs-behandlung, wird aus diesem Grund
auch häufig zur Beurteilung und Kontrolle der Veredelung
herangezogen.
Eine weitere Steigerung der mechanischen
Eigenschaften läßt sich durch die Zugabe von anderen
Legierungselementen wie Magnesium oder Kupfer
erreichen. Neben der reinen Mischkristallhärtung dieser
Elemente spielt vor allem die Möglichkeit der Aushärtung
bei diesen Legierungssystemen eine besondere Rolle. So
lassen sich durch Zugabe von 0,3 Masse-% Mg* zu einer
AlSi7-Legierung nach einer kompletten Wärmebehandlung,
bestehend aus Lösungsglühen, Abschrecken
und Warmauslagern die Dehngrenze und die
Zugfestigkeit unter Beibehaltung einer hohen
Bruchdehnung deutlich erhöhen. Verantwortlich für die
Festigkeitssteigerung ist die Ausscheidung von
submikroskopisch kleinen, metastabilen MgSi-Phasen
während der Warmauslagerung, die optimale Hindernisse
für die Versetzungsbewegung darstellen.
In AlCu-Legierungen wird die Ausscheidungshärtung
durch metastabile AlCu-Phasen bewirkt, während in
AlSiCuMg-Legierungen, wie z.B. bei der G-AlSi9Cu3 beide
Ausscheidungsarten zum Tragen kommen.
Neuere Untersuchungen [3] haben gezeigt, daß die
Bildung eines veredelten AlSi-Gußgefüges durch die
Anwesenheit von Magnesium gestört wird. Die in einer
veredelten binären AlSi7-Legierung mittels Bildanalyse
quantifizierten Parameter des AlSi-Eutektikums wie Si-
Partikelgröße und -Formfaktor wurden durch Zugabe von
Magnesium deutlich vergrößert und inhomogener. Als
Ursache für die Beeinträchtigung des Veredelungsgefüges
wurde die Bildung von intermetallischen Phasen
des Typs Mg 2
SrAl 4
Si 3
angeführt. Andererseits zeigten
Magnesiumgehalte von ca. 1% in einer unveredelten Al-
Si-Legierung selbst leicht feinende Wirkung.
Aufgrund des immensen Einflusses der Veredelung
auf die Gefügeausbildung und die mechanischen
Eigenschaften ist eine zuverlässige Kontrolle der
Veredelungsbehandlung vor dem Gießen unabdingbar.
Die genaueste Auskunft liefert zweifellos eine
metallographische Untersuchung einer Bauteilprobe oder
einer gesondert gegossenen Probe. Dies ist allerdings sehr
zeitaufwendig und in der Regel nur off-line, d.h. erst nach
dem Gießen, möglich. Die Spektralanalyse, falls verfügbar,
liefert lediglich den Gehalt der Veredelungselemente, aber
keine Aussage über deren Wirkung in der jeweiligen
Legierung bei den vorliegenden Abkühlbedingungen. Als
relativ schnelle und vor dem Gießen praktizierbare
2
* %-Angaben sind stets Massenanteile.

Methode hat sich daher in vielen Gießereien die
thermische Analyse zur Beurteilung der Veredelung
durchgesetzt. Hierbei die Tatsache ausgenutzt, daß die
eutektische Temperatur durch Zugabe von veredelnden
Elementen wie Natrium oder Strontium herabgesetzt
wird. Diese sogenannte Depression kann als Maß für den
Veredelungsgrad herangezogen werden und korreliert
gut mit quantitativen Messungen der Gefügeparameter
des AlSi-Eutektikums [4]. Im Zusammenhang mit der
thermischen Analyse ergeben sich allerdings zwei
Probleme. Das Ergebnis der thermischen Analyse wird
sowohl durch Versuchsparameter wie Abkühlgeschwindigkeit,
Schmelze- und Tiegeltemperatur als
auch durch die in der Schmelze vorhandenen Legierungsund
Begleitelemente beeinflußt. Untersuchungen haben
gezeigt, daß die genauesten Aussagen zur Veredelungswirkung
dann gemacht werden können, wenn die
Abkühlbedingungen bei der thermischen Analyse mit
denen im realen Gußteil vergleichbar sind [5]. Der Einfluß
von Legierungs- und Begleitelementen auf die Depression
wurde von A. Joenoes und E. Gruzleski [3] für Magnesium
genauer untersucht. Dabei ergaben sich mit
zunehmendem Magnesiumgehalt abnehmende
Depressionswerte mit einer einhergehenden
Vergröberung des eutektischen AlSi-Gefüges Bild. 1. Ein
weiteres Problem ergibt sich aufgrund der Notwendigkeit,
zur Ermittlung der Depression die eutektische Temperatur
im unveredelten Zustand zu kennen. Die Durchführung
einer thermischen Analyse an der unveredelten Schmelze
bedeutet erstens einen höheren Zeitaufwand und ist
zweitens oft gar nicht durchführbar, wenn die
Veredelungsmittel bereits beim Produzenten der
Legierung zugegeben wurden. Kommerzielle Thermoanalyse-Systeme
tragen diesem Problem auf zwei Arten
Rechnung. Die meisten Systeme benötigen zur
Berechnung der Depression die Vorgabe einer
Referenztemperatur, d.h. die Eingabe der eutektischen
Temperatur im unveredelten Zustand. Diese läßt sich
näherungsweise aus Formeln berechnen, in denen der
Einfluß der einzelnen Legierungselemente berücksichtigt
wird [6,7]. Zum Teil sind diese Formeln bereits in der
Software der Analyse-Systeme hinterlegt, so daß nur noch
die Werte der Legierungs- und Begleitelementgehalte
eingegeben zu werden brauchen. Eine andere Möglichkeit
besteht theoretisch darin, die Abkühlkurven der bereits
veredelten Variante hinsichtlich der Effekte der
Legierungselemente auszuwerten [8]. Die Stärke der für
jedes Legierungs-element bei einer anderen Temperatur
Bild 1. Depression der eutektischen Temperatur in Abhängigkeit
vom Magnesiumgehalt für unveredelte und strontiumveredelte
AlSi-Legierungen [3]
stattfindenden ternären eutektischen Reaktionen läßt
dann auf den Gehalt des entsprechenden Elementes
schließen, die dann zur Berechnung der Referenztemperatur
herangezogen werden kann.
Für die praktische Durchführung der thermischen
Analyse ist es folglich notwendig, die Einflüsse der
einzelnen Legierungselemente auf die eutektische
Temperatur im unveredelten Zustand genau zu kennen.
Für eine effektive und sichere Beurteilung der Veredelung
ist darüber hinaus deren Einfluß auf die Depression der
eutektischen Temperatur von großer Bedeutung. Aus
diesem Grund wurde in der vorliegenden Arbeit der
Einfluß der Legierungselemente Si, Mg, Cu und Fe sowohl
auf die eutektische Temperatur als auch auf die
Depression systematisch untersucht, wobei verschiedene
kommerzielle Thermoanalyse-Systeme zum Einsatz
kamen. Zu den einzelnen Versuchsreihen wurden
metallographische Untersuchungen durchgeführt, um
die Ergebnisse der thermischen Analyse mit den
entsprechenden Gußgefügen in Beziehung setzen zu
können.
Versuchsdurchführung
Wegen der unterschiedlichen Wirksamkeit der
Veredelungselemente Natrium und Strontium wurde die
Arbeit in zwei Teilen durchgeführt.
Die Untersuchungen zur Strontiumveredelung
wurden auf Basis der Legierung AlSi11 durchgeführt,
wobei zunächst die Einflüsse des Strontiumgehalts und
der Versuchsparameter wie Schmelzetemperatur sowie
Tiegelart und -temperatur auf das Ergebnis der
thermischen Analyse erfaßt wurden. Der Einfluß des
Legierungselementes Magnesium wurde dann zunächst
durch Versuche an den unbehandelten und
strontiumveredelten Legierungen AlSi11 und AlSi11Mg mit
0,35 % Mg ermittelt. Zur genaueren Untersuchung des
Einflusses von Magnesium wurden dann Legierungen auf
der Basis von AlSi11 mit 0; 0,2; 0,35; 0,45; 0,6 und 1,0 %
Mg hergestellt und jeweils im unveredelten und
veredelten Zustand mit Hilfe der thermischen Analyse
untersucht.
Bei den Untersuchungen zur Natriumveredelung
wurde zunächst der Einfluß des Siliciumgehalts auf das
Ergebnis der thermischen Analyse anhand von binären
AlSi-Legierungen mit 5, 7, 9, 11, 13 und 18 % Si ermittelt.
Die Versuche zum Einfluß von Magnesium wurden mit
den gleichen Abstufungen der Magnesiumgehalte wie bei
den Versuchen zur Strontiumveredelung durchgeführt.
Um den Einfluß der Elemente Kupfer und Eisen auf die
thermische Analyse zu quantifizieren wurde die Legierung
AlSi9 als Basis herangezogen, was eine bessere
Übertragbarkeit der Ergebnisse auf die sehr gebräuchliche
Sekundärlegierung AlSi9Cu3 ermöglicht. Der Kupfergehalt
wurde in Stufen von 0,1; 0,5; 1,2; 2,0; 2,8 und 3,5 % variiert.
Zur Untersuchung des Einflusses von Eisen wurden
Eisengehalte von 0; 0,3; 0,5; 0,75 und 1,0 % eingestellt.
Die für die Untersuchungen benötigten Legierungen
wurden synthetisch unter Verwendung von Hüttenaluminium
der Reinheit 99,7%, Reinmagnesium (99,999%)
sowie reinem Silicium (99,9%) hergestellt. Kupfer wurde
in reiner Form (99,99%) und Eisen als AlFe9-Vorlegierung
zulegiert. Strontium wurde in Form von 10%igem
Vorlegierungsdraht zugegeben, während zur Natriumveredelung
reines Natrium, in Aluminiumfolie eingepackt,
in die Schmelze eingerührt wurde.
Alle Legierungsvarianten wurden in einem 60 kg
3

fassenden, widerstandsbeheizten Tiegelofen erschmolzen,
wobei zum Auflösen des reinen Siliciums zunächst eine
Schmelzetemperatur von 800 °C eingestellt wurde, die dann
für die Zugabe der anderen Legierungselemente wieder auf
die spätere Gießtemperatur von 730 °C abgesenkt wurde.
Nach spektralanalytischer Kontrolle der gewünschten
Zusammensetzung wurde zunächst der unveredelte und
anschließend der veredelte Zustand durch thermische Analyse
untersucht. Hierzu standen drei kommerzielle Systeme
unterschiedlicher Hersteller zur Verfügung, wobei für Gerät A
ein keramischer Permanenttiegel, für Gerät B ein Stahl- oder
Maskenform-Tiegel und für Gerät C ein Stahltiegel vom
Hersteller vorgesehen ist. Alle Geräte wurden gleichzeitig
betrieben und zusätzlich wurde bei jedem Gerät der
Temperaturverlauf parallel mit einem Meßwerterfassungssystem
aufgezeichnet. Um den Einfluß höherer Abkühlgeschwindigkeiten
zu erfassen, wurden außerdem kleine
Kokillengußproben mit einer Masse von ca. 100 g gegossen,
wobei ebenfalls der zeitliche Temperaturverlauf durch das
Meßwerterfassungssystem aufgezeichnet wurde. Für jede
Versuchsvariante wurden pro Gerät bzw. Form je drei Proben
abgegossen und die Abkühlkurven aufgezeichnet. Zum
Vergleich der Ergebnisse der thermischen Analyse mit den
sich einstellenden Gußgefügen wurden von ausgewählten
Proben metallographische Schliffe angefertigt und
lichtmikroskopisch untersucht.
Bild 2. Eutektische Temperatur der Legierung AlSi11 in
Abhängigkeit von den Versuchsparametern Tiegelmaterial sowie
Schmelze- und Formtemteratur
Ergebnisse und Diskussion
Einfluß von Versuchsparametern
Eutektische Temperatur. Die Versuche mit zwischen 750
und 900 °C variierter Schmelzetemperatur und zwischen
Raumtemperatur und 350 °C variierter Tiegel- bzw.
Kokillentemperatur zeigten, daß beide Parameter nur
einen geringen Einfluß auf die gemessenen eutektischen
Temperaturen ausüben Bild. 2. Demgegenüber ist der
Einfluß des Tiegelmaterials deutlicher ausgeprägt. Im
Keramik- und im Stahltiegel wurden die höchsten
eutektischen Temperaturen gemessen, die der
theoretischen eutektischen Temperatur von 577,5 °C
relativ nahe kommen. Die im Maskenformtiegel
gemessenen eutektischen Temperaturen lagen um ca. 1 K
niedriger, was vermutlich auf einensystematischen
Meßfehler zurückzuführen ist. Auffallend sind außerdem
die bis um 4 K niedrigeren eutektischen Temperaturen,
die in der Stahlkokille ermittelt wurden. Hier zeigt sich
deutlich, daß durch höhere Abkühlgeschwindigkeiten die
eutektische Reaktion im Vergleich zur Gleichgewichtsreaktion
bei stärkerer Unterkühlung abläuft, wodurch eine
niedrigere eutektische Temperatur angezeigt wird.
Depression. Der Einfluß der durch das Formmaterial
bedingten Abkühlgeschwindigkeit spiegelt sich auch in
den ermittelten Depressionswerten bei einer mit
steigenden Strontiumzugaben durchgeführten Versuchsreihe
wider Bild. 3. Wie erwartet, steigen die Depressionswerte
von 0 K ohne Strontium mit steigendem Strontiumgehalt
zunächst an. Bei 100 ppm Sr werden 4 K erreicht,
was für die untersuchte Legierung AlSi11 offensichtlich
das Maximum darstellt, weil darüber hinaus keine weitere
Steigerung und teilweise sogar ein leichter Wiederabfall
der Depression zu beobachten ist. Die durch die
Veredelung hervorgerufene Depression wird durch hohe
Abkühlgeschwindigkeiten weiter verstärkt. Ganz
besonders deutlich wird dieses Verhalten bei der
Stahlkokille, in der für eine Strontiumveredelung sehr
Bild 3. Abhängigkeit der Depression der Legierung AlSi11 vom
Strontiumgehalt und vom Formmaterial
hohe Depressionswerte von bis zu 10 K ermittelt wurden.
Auch ohne Strontiumzugabe wies dabei das
Kokillengußgefüge einen bereits teilweise veredelten
Charakter auf. Dies deckt sich mit der in zahlreichen
anderen Untersuchungen gemachten Beobachtung, daß
hohe Abkühlgeschwindigkeiten eine ähnliche Wirkung auf
das Gußgefüge ausüben wie eine Veredelungsbehandlung.
Zur Beurteilung der Veredelungswirkung auf
das erwartete Gußgefüge sollte eine thermische Analyse
demnach idealerweise bei ähnlichen Abkühlbedingungen
wie im realen Gußteil durchgeführt werden. In den
weiteren Ausführungen wird aus Gründen der
Übersichtlichkeit nur noch auf die mit dem keramischen
Permanenttiegel gemessenen Ergebnisse eingegangen.
Einfluß des Magensiumgehaltes
Strontiumveredelung. Nach Zugabe von 0,35 % Mg zu
der Legierung AlSi11 wurde die oben beschriebene
Versuchsreihe mit steigenden Strontiumgehalten mit
identischen Randbedingungen wiederholt. Dabei zeigte
sich, daß sich bei Anwesenheit von Magnesium bereits bei
4

50 ppm Sr sich ein Depressionswert von 4 K einstellte und
das Maximum bei 7 bis 8 K bei einem Strontiumgehalt von
100 bis 150 ppm erreicht wurde Bild. 4. Der maximal
erreichbare Depressionswert wurde also durch Zugabe
von 0,35 % Mg von 4 auf 7 K erhöht, was bei der
Beurteilung der Veredelung mit Hulfe der thermischen
Analyse berücksichtigt werden sollte. Dies gilt um so mehr
als die mit 100 ppm Sr veredelte, magnesiumfreie Variante
bei 4 K Depression Bild. 5a ein deutlich besser veredeltes
Gefüge aufweist als die veredelte, magnesiumhaltige
Variante mit 7 K Depression Bild. 5b.
Dieser offensichtlich starke Einfluß des Magnesiums
wurde in einer weiteren Versuchsreihe auf der Basis der
Legierung AlSi11 mit einem systematisch von 0 bis 1 %
variierten Magnesiumgehalt genauer untersucht. Ohne
Strontiumzugabe ergibt sich zunächst, wie erwartet, mit
Bild 4. Eutektische Depression als Funktion des Strontiumgehalts
für die Legierung AlSi11 und AlSi11Mg
steigendem Magnesiumgehalt eine Absenkung der
eutektischen Temperatur Bild. 6. Sie beträgt bei 1 % Mg
ca. 11 K. Diese vom Magnesiumgehalt abhängigen
eutektischen Temperaturen dienen per definitionem als
Referenztemperatur für die spätere Ermittlung der
Depression aus der eutektischen Temperatur der
veredelten Variante. Trotz der Berücksichtigung dieser
Abhängigkeit hat der Magnesiumgehalt einen deutlichen
Einfluß auf die ermittelten Depressionswerte Bild. 7. In
einer mit 100 ppm Sr veredelten Legierung steigen diese
von 3,5 K bei 0 % Mg auf 6 K bei 0,35 bis 0,45 % Mg an und
fallen bei 1 % Mg wieder auf 3 K ab. Für 200 ppm Sr ergibt
sich ein ähnlicher Kurvenverlauf, was darauf hindeutet,
daß bei den vorherrschenden Abkühl-bedingungen
bereits mit 100 ppm Sr eine maximale Veredelung
erreicht wurde. Bei 50 ppm Sr ist das Depressionsniveau
zu niedrigen Werten verschoben, wodurch eine
Unterveredelung angedeutet wird. Auch hier werden aber
bei einem Magnesiumgehalt von 0,45 % noch
Depressionswerte von 5 K erreicht, was die Problematik
der Veredelungsbeurteilung anhand der Depression bei
unterschiedlichen Magnesiumgehalten offensichtlich
werden läßt. Ein Vergleich von Gefügeaufnahmen zeigt,
inwieweit die ermittelten Depressionswerte das
tatsächliche Veredelungsverhalten widerspiegeln. Bei
einem Magnesiumgehalt von 0,1 % ergibt sich im
unveredeltem Zustand ein groblamellares Gefüge Bild.
8a, das durch Zugabe von 200 ppm Sr in die veredelte
Form überführt wird Bild. 8b. Ein Magnesiumgehalt von
0,45 % bewirkt einerseits im un-veredelten Zustand ein
körniges AlSi-Eutektikum Bild. 8c, während die
Veredelungswirkung deutlich schlechter ist und sich ein
teilweise lamellares Gefüge ausbildet Bild. 8d.
Bild 6. Eutektische Temperatur in Abhängigkeit vom Magnesiumgehalt
(Basislegierung AlSi11)
Bild 5. Mikrogefüge der Thermoanalysenproben der Legierung AlSi11:
a) ohne Magnesium, Depression 4K; b) mit 0,35 % Mg, Depression 7 K
Bild 7. Aghängigkeit der eutektische Depression vom Magnesiumgehalt
(Basislegierung AlSi11, strontiumveredelt))
5

Andererseits wurden für diesen Zustand mit Hilfe der
thermischen Analyse die höchsten Depressionswerte
gemessen, die also in diesem Fall nicht mit dem
Veredelungsgrad einhergehen. Bei Zugabe von 1,0 % Mg
sind die eutektischen AlSi-Gefüge der unveredelten und
der veredelten Variante nahezu gleich und zeigen neben
einer körnigen Grundstruktur auch bei Anwesenheit von
Strontium nur noch vereinzelt veredelte Bereiche Bilder
er.
8e und 8f. Im Falle einer langsamen Abkühlung hat
Magnesium demnach offensichtlich einen deutlich
negativen - und nicht mit Hilfe der thermischen Analyse
erfaßbaren - Effekt auf die Veredelungswirkung, während
eine geringfügig feinende Wirkung auf das unveredelte
AlSi-Gefüge beobachtet werden konnte. Diese bei
langsamer Abkühlung beobachtete Gefügeentwicklung ist
im Kokillenguß deutlich schwächer ausgeprägt. Hier hat
das Magnesium selbst schon eine feinende Wirkung
Bilder
er. 9a und 9c, während die Veredelungswirkung nach
Strontiumzugabe durch Magnesiumzugaben von bis zu 1,0
% nur geringfügig beeinträchtigt wird Bilder. . 9b und 9d.
Natriumveredelung. Bei einer Natriumveredelung ist der
Einfluß von Magnesium auf die Depressionswerte
prinzipiell ähnlich wie bei der Strontiumveredelung,
allerdings ergeben sich auch einige Unterschiede Bild. 10.
Bei niedrigen Natriumgehalten von 30 bis 45 ppm,
die üblicherweise zu einer Unterveredelung führen,
steigen die Depressionswerte von 0 K ohne Magnesium
auf 6 K bei 0,45 % Mg an und fallen anschließend wieder
auf ca. 5 K ab. Mit zunehmendem Natriumgehalt steigt
das Niveau der Depressionswerte bis zu Magnesiumgehalten
von 0,35 % weiter an, ist dann aber ab 0,45 %
Mg für alle Natriumgehalte etwa gleich. Lediglich mit
80 ppm Na wird für alle Magnesiumgehalte ein um ca. 1 K
Bild 8. Vergleichende Darstellung unveredelter und veredelter Gefüge von Thermoanalysenproben mit unterschiedlichen
Magnesiumgehalten: a) 0,1 % Mg, ohne Strontium; b) 0,1 % Mg, 200 ppm Sr, Depression 3,3 K; c) 0,45 % Mg, ohne Strontium; d) 0,45 % Mg, 200
ppm Sr, Depression 5,9 K; e) 1,0 % Mg, ohne Strontium; f) 1,0 % Mg, 200 ppm Sr, Depression 2,9 K
6

Bild 9. Vergleichende Darstellung unveredelter und veredelter Gefüge von Kokillengußproben mit unterschiedlichen Magnesiumgehalten:
a) 0,1 % Mg, ohne Strontium; b) 0,1 % Mg, 220 ppm Sr; c) 1,0 % Mg, ohne Strontium; d) 1,0 % Mg, 200 ppm Sr
Magnesiumgehalt relativ gering. Der Anstieg von 5 auf 6
K bzw. 6 auf 8 K bei einem von 0 auf 0,45 % erhöhten
Magnesiumgehalt geht aber auch hier mit einer Beeinträchtigung
des Veredelungsgefüges einher. Auch für die
Natriumveredelung gilt somit, daß bei ihrer Beurteilung
mit Hilfe der thermischen Analyse der Einfluß von
Magnesium stets mitberücksichtigt werden muß.
Einfluß des Siliciumgehaltes
Bild 10. Abhängigkeit der eutektische Depression vom Magnesiumgehalt
(Basislegierung AlSi11, natriumveredelt)
höheres Niveau erreicht. Diese Beobachtungen decken
sich gut mit den Gefügeuntersuchungen. Während für
die magnesiumfreien Legierungen eine deutliche
Verbesserung des Veredelungsgrades bis zu einem
Natriumgehalt von 70 ppm festgestellt wurde, ist bei 0,45
% Mg das AlSi-Eutektikum unabhängig vom Natriumgehalt,
bei insgesamt etwas beeinträchtigter Veredelung,
sehr ähnlich ausgeprägt. Analog zu den höheren
Depressionswerten wies die Variante mit 80 ppm Na ein
besser veredeltes Gefüge mit überveredelten Bereichen auf.
Im Gegensatz zu den Beobachtungen bei der
Strontiumveredelung ist bei der gut veredelten (65 bis
75 ppm Na) und überveredelten (> 80 ppm Na) Variante
die Variation der Depressionswerte mit steigendem
Erwartungsgemäß ist der in den Untersuchungen
ermittelte Einfluß des Siliciumgehalts auf die eutektische
Temperatur einer binären AlSi-Legierung gering. Für den
untersuchten Bereich von 5 bis 18 % Si ergaben sich für
die durch den Tiegel vorgegebenen Abkühlbedingungen
eutektische Temperaturen zwischen 575 und 577 °C Bild.
11, was angesichts der Meßfehler der Thermoelemente
als konstant angesehen werden kann. Anders stellt sich
hingegen die für die Natriumveredelung untersuchte
Abhängigkeit der Depressionswerte vom Siliciumgehalt
dar Bild. 12. Hier ist mit einem von 5 auf 13 % steigenden
Siliciumgehalt ein Abfallen der Depression von 9 auf 5 K
für hohe Natriumgehalte (65 bzw. 90 ppm) und von 2 auf
nahezu 0 K bei niedrigem Natriumgehalt (ca. 30 ppm) zu
beobachten. Dieses Verhalten korreliert nicht mit den sich
einstellenden Gefügen, die bei konstantem Natriumgehalt
mit steigendem Siliciumgehalt keine Beeinträchtigung der
Veredelung erkennen lassen. Bei der Festlegung von
Depressionsgrenzwerten für eine ausreichende
Veredelung muß also der Siliciumgehalt ebenfalls
berücksichtigt werden.
7

Bild 12. Eutektische Depressionen von AlSi-Legierungen mit
variiertem Siliciumgehalt
Bild 11. Eutektische Temperaturen von AlSi-Legierungen mit
variiertem Siliciumgehalt
Einfluß des Kupfergehaltes
Kupferzusätze haben in AlSi-Legierungen eine
Erniedrigung der eutektischen Temperatur zur Folge. Bei
dem hier an der Basislegierung AlSi9 untersuchten Bereich
wurde ein Abfall der eutektischen Temperatur von 576,5 °C
ohne Kupfer auf 568,5 °C bei 3,5 % Cu beobachtet, was
relativ gut mit verschiedenen Formeln aus der Literatur
übereinstimmt Bild. 13. Die Depressionswerte werden,
abhängig vom Niveau des Natriumgehalts vom
Kupfergehalt unterschiedlich stark beeinflußt Bild. 14.
Während bei niedrigen Natriumgehalten (25 bis 35 ppm)
keine Beeinflussung durch Kupferzusätze zu beobachten
ist, steigen die Depressionswerte bei höheren
Natriumgehalten mit wachsendem Kupfergehalt deutlich
an. Dieser Anstieg fällt für die Variante mit ca. 45 ppm Na
am stärksten aus. Ohne Kupfer wurden hier Depressionswerte
von 2 K gemessen, während bei 3,5 % Cu 8 K
ermittelt wurden. Bei höheren Natriumgehalten nahm
die Depression dagegen nur um 2 K zu. Ein Vergleich der
sich bei ca. 55 ppm Na und variiertem Kupfergehalt
einstellenden Gefüge ist in den Bild. 15 dargestellt.
Während mit 0,1 % Cu ein vollständig veredeltes Gefüge
vorliegt Bild. 15a
5a, zeigen sich bei 1,2 % Cu Säume
zwischen den eutektischen Zellen, in denen kupferhaltige
Phasen enthalten sind und das AlSi-Eutektikum vergröbert
vorliegt Bild. 15b
5b. Bei der Legierung mit 3,5 % Cu tritt
dieser Effekt noch wesentlich deutlicher zu Tage Bild. 15c
5c.
Dabei erinnern die Bereiche mit groben eutektischen
Silicium stark an die bekannten Gefügestrukturen einer
Überveredelung. Diese Eigenschaft des Kupfers, eine
Überveredelung zu begünstigen, drückt sich auch in der
deutlichen Erhöhung der Depressionswerte aus. Kupfer
beeinträchtigt dabei die Ausbildung eines gut veredelten
AlSi-Eutektikums aber offensichtlich nicht so stark wie
Magnesium, sein Einfluß auf die eutektische Depression
sollte bei der Beurteilung mit Hilfer der thermischen
Analyse aber ebenfalls berücksichtigt werden.
Einfluß des Eisengehalts
Die Absenkung der eutektischen Temperatur durch
Eisenzusätze ist laut Literatur mit 2 K pro 1 % Fe im
Vergleich zum Effekt von Magnesium und Kupfer relativ
gering. Die Messungen ergaben dagegen für alle
untersuchten Eisengehalte eine konstante Absenkung von
1 bis 1,5 K, was nicht zu erklären ist Bild. 16. Im Bereich
Bild 13. Eutektische Temperaturen der Legierung AlSi9 mit
variiertem Kupfergehalt
Bild 14. Eutektische Depression der natriumveredelten Legierungen
AlSi9 mit variiertem Kupfergehalt
zwischen 0 und 0,4 % Fe, wo die Abweichungen von den
Literaturwerten am größten war, wurde außerdem eine
relativ hohe Streuung der Meßwerte festgestellt. Auch
nach einer Natriumveredelung steigen die Depressionswerte
mit zunehmendem Eisengehalt nur um max. 2 K
an Bild. 17. Das Gefüge ist auch bei einem Eisengehalt
von 1,0 % und 50 ppm Na noch gut veredelt, enthält aber
wie erwartet vermehrt ß-Al 5
FeSi in Form von plattenförmigen
Ausscheidungen. Ferner hat sich gezeigt, daß
bei der in der Praxis häufig vorkommenden gleichzeitigen
Anwesenheit von Kupfer und Eisen sich deren Einflüsse
hinsichtlich der thermischen Analyse addieren, so daß
beide Elemente einzeln berücksichtigt werden können.
8

Bild 16. Abhängigkeit der eutektischen Temperatur der Legierung
AlSi9 vom Eisengehalt
Bild 17. Abhängigkeit der eutektischen Depression der
natriumveredelten Legierung AlSi9 vom Eisengehalt
Bild 15. Vergleich der Veredelungsgefüge (55 bis 65 ppm Na) der
Legierung AlSi9: a) 0,1 % Cu, Depression 3,8 K; b) 1,2 % Cu, Depression
7 K; c) 3,5 % Cu, Depression 9,5 K
Konsequenzen für den Einsatz der thermischen
Analyse
Aus den bereits diskutierten Einflüssen der
verschiedenen Legierungselemente ergibt sich die
Forderung, diese bei der thermischen Analyse auch zu
berücksichtigen. Dazu ist es zunächst notwendig, die
eutektische Referenztemperatur der unveredelten
Legierung zu kennen. Um diese zu ermittlen, gibt es
prinzipiell vier Methoden:
• Explizite Messung der Referenztemperatur
Die sicherste Methode, diese Temperatur korrekt zu
ermitteln, stammt aus der Definition der Depression
und ist die Durchführung einer thermische Analyse an
der unveredelten Legierung. Dies bedeutet aber
einerseits einen zusätzlichen Zeitaufwand der die
Herstellungszeit der einzelnen Chargen in der Gießerei
deutlich verlängert. Andererseits werden die
Legierungen vom Gußlegierungshersteller häufig schon
produktionsseitig vorveredelt, so daß die unveredelte
Variante als Referenz gar nicht zur Verfügung steht.
• Referenztemperatur aus Literaturformeln
Einige Hersteller von Thermoanalyse-Systemen haben
aus diesem Grund Formeln in die Auswerteprogramme
ihrer Geräte integriert, mit denen nach Eingabe der
relevanten Elementgehalten deren Einfluß auf die
Absenkung der eutektischen Temperatur berechnet
werden kann. Hierzu muß allerdings die chemische
Zusammensetzung der jeweiligen Legierung bekannt
sein. Außerdem ist darauf zu achten, daß die aus der
Literatur stammenden Formeln bei ähnlichen Abkühlbedingungen,
wie sie bei dem jeweiligen Gerät
vorherrschen, ermittelt worden sind.
• Systemspezifische Referenztemperatur
Dieser Unsicherheitsfaktor bei der Verwendung von
Literaturwerten kann vermieden werden, wenn für ein
Thermoanalyse-System die Abhängigkeit der
eutektischen Temperatur von den Legierungselementen
bei den für das Gerät typischen
9

Abkühlbedingungen einmal ermittelt wird. Dies wird
bisher bei keinem kommerziellen Gerät so praktiziert.
• Referenztemperatur aus der Abkühlkurve der bereits
veredelten Legierung
Auf die Eingabe wichtiger Legierungselementgehalte
könnte im Prinzip verzichtet werden, wenn diese aus
der Abkühlkurve der bereits veredelten Legierung
ermittelt werden könnten. Ein Gerätehersteller gibt vor,
dieses Prinzip zu nutzen, indem aus der differenzierten
Abkühlkurve die relativen Maxima bei den
Umwandlungstemperaturen der ternären AlSiMg- und
AlSiCu-Eutektika ausgewertet würden und so auf den
Gehalt an Magnesium bzw. Kupfer geschlossen werden
könnte.
Die vier erläuterten Methoden d.h.
• Messung der eutektischen Referenztemperatur an der
unveredelten Legierung,
• Berechnung der Referenztemperatur mit einer
Legierungsformel aus der Literatur
• Berechnung der Referenztemperatur mit einer
gerätespezifischen Legierungsformel und die
• Ermittlung des Legierungseinflusses aus der
Abkühlkurve der veredelten Legierung
wurden im Rahmen dieser Untersuchung gegenübergestellt.
Bild. 18 enthält die nach den verschiedenen
Methoden ermittelten eutektischen Temperaturen in
Abhängigkeit vom Magnesiumgehalt auf der Basis der
Legierung AlSi11. Die aus den beiden Literaturformeln
berechneten Kurven schließen die tatsächliche - im
Versuch mit dem Keramiktiegel ermittelte - Kurve ein und
weichen von dieser um bis zu 4 K ab, was vermutlich auf
Unterschiede in den Abkühlbedingungen zurückzuführen
ist. Höhere Abkühlgeschwindigkeiten, wie sie z.B. in der
Stahlkokille vorliegen, führen erwartungsgemäß zu einer
Verschiebung der Kurve zu tieferen Temperaturen. Das
Gerät, das angeblich den Einfluß von Magnesium aus der
Abkühlkurve ermittelt, berechnete für alle eingestellten
Magnesiumgehalte eine konstante eutektische
Temperatur, was für 1,0 % Mg zu einer Abweichung von
bis zu 10 K zwischen berechneter und tatsächlicher
eutektischer Temperatur führte.
Die mit Hilfe der vier genannten Methoden ermittelten
Depressionswerte sind in Abhängigkeit vom Mg-Gehalt
in Bild. 19 für die mit 200 ppm Sr veredelte Legierung
AlSi11 in Abhängigkeit vom Magnesiumgehalt aufgeführt.
Die klassische Methode, d.h. Messung der Referenztemperatur
der unveredelten Variante, liefert die bereits
früher diskutierte Abhängigkeit vom Magnesiumgehalt.
Bild 18. Abhängigkeit der eutektischen Temperatur vom
Magnesiumgehalt (AlSi11), gemessen im Stahltiegel und in der
Stahlkokille; Vergleich mit Formeln aus der Literatur sowie mit der
Mehtode der Berechnung aus der Abkühlkurve
Bild 19. Abhängigkeit der eutektischen Depression vom
Magnesiumgehalt (AlSi11, strontiumveredelt), berechnet mit
unterschiedlich ermittelten Referenztemperaturen (T ref
=
Referenztemperatur)
Aufgrund der Abweichung der Literaturwerte von den
tatsächlichen Werten für die eutektische Referenztepmeratur
weichen dagegen die nach Literaturformel
ermittelten Depressionswerte von den tatsächlichen
systematisch ab. Wird hingegen statt der Literaturwerte
die in dieser Untersuchung ermittelte gerätespezifische
Abhängigkeit der eutektischen Temperatur vom
Magnesiumgehalt zugrunde gelegt Bild. 6, die die
wirklichen Abkühlbedingungen im Versuchstiegel
berücksichtigt, stimmen die daraus errechneten
Depressionswerte mit den tatsächlichen Werten gut
überein. Unter dieser Voraussetzung, d.h. bei
Verwendung einer an die herrschenden Bedingungen
angepaßten Formel, läßt sich somit auch ohne Messung
der Referenztemperatur die Depression zuverlässig
ermitteln. Das gleiche wurde bei den Versuchen zur
Natriumveredelung festgestellt. Die vierte Methode (d.h.
Berechnung des Legierungseinflusses auf die eutektische
Referenztemperatur aus der Abkühlkurve) liefert stark von
der Realität abweichende Depressionswerte. Dies folgt
zwangsläufig aus der Tatsache, daß der Einfluß von
Magnesium offensichtlich überhaupt nicht erfaßt und von
einer konstanten Referenztemperatur ausgegangen wird.
Diese an sich elegante Methode erscheint daher für den
praktischen Einsatz nicht geeignet.
Zusammenfassung
Die Untersuchung hat zunächst bestätigt, daß sich die
aus der thermischen Analyse ermittelte Höhe der
eutektischen Depression zur Beurteilung und Kontrolle
einer Veredelungsbehandlung verwenden läßt. Während
Versuchsparameter wie Schmelze- und Tiegeltemperatur
nur einen geringen Einfluß ausüben, ist allerdings der
Effekt der Legierungselemente Magnesium, Kupfer und
Silicium auf die Depressionswerte deutlich ausgeprägt
und muß beim Einsatz der thermischen Analyse mit
berücksichtigt werden. Mit steigendem Siliciumgehalt
sinkt die eutektische Depression, ohne daß eine Beeinträchtigung
der Veredelung festgestellt werden konnte.
Mit steigendem Kupfergehalt ist ein deutlicher Anstieg
der Depression festzustellen, wobei das eutektische AlSi-
Gefüge einen überveredelten Charakter annimmt. Am
kritischsten verhält sich Magnesium bezüglich der
Veredelungskontrolle mit Hilfe der thermischen Analyse,
da die eutektische Depression sehr stark vom Magnesiumgehalt
abhängt und nicht mit dem Veredelungsgrad der
10

sich einstellenden Gefüge korreliert werden kann. Der
kombinierte Effekt verschiedener Elemente wurde nur
am Beispiel von Kupfer und Eisen untersucht, wobei
festgestellt wurde, daß sich diese beiden Elemente in ihrer
Wirkung addieren.
Der sicherste Weg zur Ermittlung der eutektischen
Referenztemperatur enztemperatur ist die thermische Analyse an der
unveredelten edelten Schmelze. Formeln zur Berücksichtigung
der Legierungselemente sind zur Berechnung echnung der
Referenztemperatur enztemperatur dann gut geeignet, wenn sie bei
ähnlichen Abkühlbedingungen wie bei der
verwendeten thermischen Analyse ermittelt wurden.
Die Berechnung echnung der Legierungselementgehalte aus der
Abkühlkurve hat sich als sehr fehlerhaft haft erwiesen und
erscheint für die tägliche Praxis in Gießereien eien als nicht
praktikabel und sogar irreführ
eführend.
end.
Grundsätzlich gilt, daß für die Beurteilung einer
Veredelungsbehandlung mit Hilfe der thermischen
Analyse Grenzwerte für die Depression festgelegt werden
sollten, die von der Legierung und den in den relevanten
Gußteilbereichen herrschenden Abkühlbedingungen
abhängig sind und letztendlich nur anhand von einmalig
durchzuführenden Gefügeuntersuchungen ermittelt
werden können.
Schriftum
[1] Pacz, A.: US-Patent, Nr.1, 387.990, 12.08.1921.
[2] Lu, S.; Hellawell, A.: Light Metals (1995) S.989-993.
[3] Joenoes, A.; Gruzleski, E.: Cast Metals 4 (1991) Nr.2, S.62-71.
[4] Heusler, L. u.a.: Giesserei-Praxis (1997) Nr.3/4, S.66-73.
[5] Chen, X.-G.: Kristallisation des AlSi-Eutektikums und Anwendung
der thermischen Analyse zur Kontrolle der Veredelung.
Dissertation. RWTH Aachen, 1991.
[6] Stuhldreier, G.; Stoffregen, K.W.: Giesserei 68 (1981) Nr.13, S.404-409
[7] Apelian, D.; Sigworth, G.K.; Whaler, K.R. (Mondolfo-Formel):
Transactions of the American Foundrymen’s Society 92 (1984)
S. 297-307
[8] Dünkelmann, D.: Giesserei 82 (1995) Nr.18, S.678-681
11

Bild 1. Thermoanalyse-Sytem (Typ TA 110,
Bauart mk-Industrievertretungen GmbH)
Die thermische Analyse
als Kontrollverfahren zur
Bestimmung der
Kornfeinung von
Al-Gusslegierungen
VON AXEL F. W. GÄDKE UND PROF.-DR. KLAUS EIGENFELD;
FREIBURG, DIPL.-ING. RALF KLOS, RHEINFELDEN, DR.-ING.
HUBERT KOCH, ESSEN, SOWIE DIETER KNOCHE, STAHLHOFEN,
UND DR:-PHYS. HELUMT LANG, STUTTGART
Aluminiumgusslegierungen haben mittlerweile für die
Entwicklung von neuen Leichtbaukonzepten in vielen
Industriezweigen eine hohe Bedeutung erlangt.
Verbunden damit ist eine verstärkte Werkstoffausnutzung,
auch mit der Forderung nach gleichmäßig
hoher Werkstoffqualität. Die zunehmenden Anforderungen
der Konstrukteure der Fahrzeug-Industrie,
aber auch des Geräte- und Maschinenbaus, führten zu
Neu- und Weiterentwicklungen von Werkstoffen oder zur
Verbesserung von bewährten Gusslegierungen.
Neben der Modifikation des AlSi-Eutektikums
(„Veredelung“ mit Natrium oder Strontium) ist
insbesondere die Kornfeinung der Gusslegierung
entscheidend. Das Ziel der Kornfeinung ist es, durch
keimwirksame Zusätze ein fein globulitisches Gefüge zu
erreichen. Durch ein feineres Gefüge verbessern sich vor
allem die Gießeigenschaften und die mechanischen
Eigenschaften werden gleichmäßiger. Eine Kornfeinung
bewirkt:
• besseres Fließvermögen
• besseres Formfüllungsvermögen
• längere Nachspeisung
• geringere Warmrissneigung
• hochwertigere, z.B. dichtere Gussoberflächen. [1;2]
Dabei ist es wichtig die Wirkung der Kornfeinungsbehandlung
zu kontrollieren. Die exakteste Methode ist
zweifellos eine Schliffuntersuchung mit Stereolupe oder
Mikroskop. Durch den hohen Zeitaufwand für die
Probenpräparation ist diese Methode für die Praxis
ungeeignet. Deshalb wird heute in vielen Gießereien die
Thermische Analyse (TA) für die Qualitätskontrolle der
Schmelze eingesetzt. Der Einsatz der Thermischen
Analyse gibt dem Gießer die Möglichkeit, die Schmelze
vor dem Abguss zu überprüfen und gegebenenfalls die
Kornfeinungsbehandlung zu verbessern.
In vorliegender Arbeit wurden Untersuchungen zur
Thermischen Analyse als Kontrollverfahren für die
Kornfeinung von folgenden verschiedenen Aluminiumgusslegierungen
durchgeführt:
• AlSi7Mg0,3 und AlSi7Mg0,3 (Sr)
• AlSi10Mg (Sr)
• AlCu4Ti
• AlMg3
• AlZn5Mg
Die Auswertung der bei Probeabgüssen aufgenommenen
Abkühlkurven erfolgte nach verschiedenen Methoden.
Das Ziel dieser Arbeit war es, für die verschiedenen
Legierungen die bestgeeignete rechnerische Auswertungsmethode
der Abkühlkurven zu finden.
12

Versuchsdurchführung
Die Herstellung der verschiedenen Schmelzen erfolgte
in einem 70 kg Induktionsofen. Die Legierungen wurden
aus ihren Elementen aufgebaut, um den Einfluss von
Verunreinigungen zu vermeiden. Für die chemische
Analyse wurde eine sogenannte Pilzprobe in Kokille
abgegosssen. Danach wurde eine Entgasung und
Reinigung der Schmelzen durchgeführt und diese cirka
1 Stunde abstehen gelassen. Die Schmelzen für die
Legierungen AlSi7Mg0,3 (Sr) und AlSi10Mg (Sr) wurden im
Anschluss daran mit Strontium veredelt. Die Überprüfung
des Strontiumgehaltes nach der Veredelung erfolgte
mittels einer Pilzprobe für die chemische Analyse. Nach
der Veredelung wurde die Schmelze noch entgast, bevor
der Abguss der Proben im Ausgangszustand, d.h. ohne
eine Kornfeinungsbehandlung, folgte. Die Gießtemperatur
lag jeweils 100 K über der Liquidustemperatur.
Es wurden jeweils 3 Probekörper in beiden Tiegel (Quick-
Cup- und Stahltiegel) der thermischen Analyse bei
Raumtemperatur abgegossen und zu jeder Probe eine
Abkühlkurve aufgenommen. Für die thermische Analyse
wurde das Thermoanalysegerät TA 100 mit wissenschaftlicher
Software der Fa. MK-Industrievertretungen
GmbH verwendet. Dieses Gerät ist so konzipiert, dass
sowohl Quick-Cup- als auch Stahltiegel durch dementsprechende
Umschaltung verwendet werden können.
Darüber hinaus ist das Gerät mit einem Stahltiegel und
einem permanenten Thermoelement versehen, welches
sehr genaue und reproduzierbare Messergebnisse
garantiert.
Von den Proben für den Dichte-Index erstarrten zwei
bei 80 mbar und eine bei normalen Luftdruck.
Desweiteren wurden 10 Kokillengussstäbe nach Diez für
die Ermittlung der mechanischen Eigenschaften
hergestellt.
Im Anschluss daran erfolgte die Kornfeinung in zwei
Behandlungsschritten. Nach der Zugabe von 1 kg/t
Kornfeinungsmittel und einer 15 minütigen Wartezeit
wurde der zweite Versuchs-durchlauf mit dem Abgießen
aller Probekörper durchgeführt. Vor dem dritten
Versuchsdurchlauf wurde die Kornfeinungsmittelzugabe
auf insgesamt 4 kg/t erhöht. Nach 15 Minuten Wartezeit
wurden wiederum alle Proben abgegossen. Die Versuche
an der AlMg3-Legierung wurden zusätzlich mit geringeren
Zugaben an Kornfeinungsmittel (0,2 kg/t und 0,5 kg/t)
ergänzt.
Für die Kornfeinung der AlSiMg-Legierungen kam eine
TiB 1,7/1,7 –Al-Vorlegierung , Markenname TiBloy, zum
Einsatz. Bei der Kornfeinung der anderen Legierungen
fand eine TiB 5/1 – Al-Vorlegierung Verwendung.
Im Mittelpunkt der Auswertung der Versuche stand die
Aufzeichnung der Abkühlkurven in zwei unterschiedlichen
Probetiegeln, deren metallographische Untersuchungen
hinsichtlich Korngröße bzw. mittleren Korndurchmessers
und die Untersuchung der Kurven hinsichtlich der
Vorhersage des Keimzustandes mit Hilfe verschiedener
rechnerischer Methoden.
Auswertungsmethoden
Die Makroschliffproben aller AlSiMg-Proben sowie die
nicht korngefeinten anderen Legierungen wurden mit 75
ml HCl, 25 ml HNO 3 -
und 5 ml HF geätzt.
Bei den übrigen Proben erfolgte die Kornflächenätzung
zur Sichtbarmachung der ±-Aluminium-Primärkörner
durch eine anodische Oxidation nach Barker. Die
Korngrößenbestimmung erfolgte entweder mit bloßem
Auge (Körner pro Fläche = N A
) oder an jeweils drei Mikroskop-Aufnahmen
unter polarisiertem Licht mittels
Linearanalyse Bilder. . 1 bis 3. Die Korngröße bzw. der
mittlere Korndurchmesser wurden bei der Linearanalyse
nach folgender Gleichung ermittelt.
Dm
D m
L
p
z
V
L*
p*1000
z * V
= [µm]
mittlerer Korndurchmesser
Länge der Messlinie
Anzahl der Messlinien
Anzahl der Körner
Vergrößerung
Die Umrechnung von N A
in D m
erfolgt über die Beziehung:
D
m
=
2
A
* π * N
1,0185
* 0,5*1000 [µm]
Der Faktor 1000 steht für die Maßeinheit.
Die Bestimmung der mechanischen Eigenschaften
erfolgte im Zugversuch an jeweils 10 Zugstäbe. Die
Messlänge der Zugstäbe betrug 80 mm und der
Durchmesser im Messbereich 16 mm. Die mechanischen
Eigenschaften Bruchdehnung A, die Zugfestigkeit R m
und
die R p0,2
-Dehngrenze wurden nach EN 10002 bestimmt.
Die Testgeschwindigkeiten betrugen 1 mm/min bis zum
Erreichen der Vorlast, 10 MPa/s bis zum Erreichen der
R p0,2
-Dehngrenze und danach 10 mm/min bis zum Bruch.
Bei einem Probestab pro Legierung und Behandlungszustand
wurde zusätzlich die Härte nach Brinell HB5 als
Mittelwert aus drei Messungen gemessen.
Die Auswertung der Abkühlkurven erfolgte nach den
drei Methoden: G b
-Verfahren (Verfahren 1), KF16-
Verfahren (Verfahren 2) sowie einer modifizierten Form
des KF16-Verfahren (Verfahren 3). Aufgrund des
bisherigen erfolgreichen Einsatzes in der Praxis sowie des
guten Korrelationskoeffizienten wurde das G b
-Verfahren
ausgewählt. Für die Untersuchung nach der KF16-
Methode, und deren modifizierten Methode, sprach der
fehlende Einfluss der Unterkühlung auf die ermittelten
Kennwerte.
Verfahren 1: B. Günther und H. Jürgens [3] haben in ihrer
Arbeit unterschiedliche Parameter in der Abkühlungskurve
einer AlSiCu-Legierung definiert und deren
Beziehung zum Kornfeinungsgrad untersucht. Die
Parameter wurden mit einer erstellten Richtreihe
verglichen, wobei die Kennwerte G b
und A 2
, die Merkmale
mit dem besten Korrelationskoeffizienten sind. Als
Ergebnis dieser Arbeit zeigt sich, dass mit zunehmendem
Kornfeinungsgrad bzw. abnehmender Korngröße die
Kennwerte G b
und A 2
kleiner werden. Schwierigkeiten
treten auf, wenn die Unterkühlung abnimmt und damit
die Bestimmung der Kennwerte G b
und A 2
erschwert wird.
Verfahren 2: Die Kenngröße KF16 nach W. Menk, M.O.
Speidel und R. Döpp [4] bezeichnet eine Temperaturdifferenz,
die innerhalb einer Zeitspanne von 16 Sekunden
während der Primärkristallisation bestimmt wird. Der erste
Referenzpunkt für die Ermittlung der Temperaturdifferenz
ist diejenige Temperatur, bei der erstmals der
13

Anstieg m größer als –2 K/s ist. Mit der 16 Sekunden später
ermittelten zweiten Temperatur wird dann die Differenz
gebildet und mit der Korngröße eine Berechnungsgleichung
entwickelt. Mit steigendem KF16-Wert nimmt
die Korngröße ab. Aufgrund der Unabhängigkeit von der
Unterkühlung ist dieses Verfahren auch bei Liquidusbereichen
ohne Unterkühlung und Rekaleszens einsetzbar.
Verfahren 3: Das modifizierte Verfahren KF16
unterscheidet sich vom Verfahren 2 durch die Definition
eines anderen ersten Referenzpunktes mit dem Anstieg
Tabelle 1: Analysen der Aluminium-Legierungen
Legierung Si Fe Cu Mn Mg Zn Ti Na Sr P B
% % % % % % % % % % %
____________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 6,9 0,08 0,00 0,00 0,40 0,00 0,116 0,0003 0,0002 0,0004 0,0025
____________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3(Sr) 6,9 0,09 0,00 0,00 0,35 0,01 0,142 0,0002 0,0184 0,0005 0,0007
____________________________________________________________________________________________________
AlSi10Mg (Sr) 9,5 0,33 0,00 0,26 0,37 0,01 0,104 0,0002 0,0247 0,0007 0,0011
____________________________________________________________________________________________________
AlCu4Ti 0,02 0,05 4,7 0,43 0,00 0,01 0,175 0,0000 0,0002 0,0001 0,0003
____________________________________________________________________________________________________
AlMg3 0,27 0,20 0,00 0,21 3,3 0,00 0,019 0,0000 0,0001 0,0003 0,0004
____________________________________________________________________________________________________
AlZn5Mg 0,08 0,06 0,00 0,08 0,65 5,1 0,057 0,0001 0,0001 0,0001 0,0007
Tabelle 2: Übersicht der mechanischen Kennwerte
Legierung Behandlungszustand R p0,2
[MPa] R m
[MPa] A [%] HB 5 [HB]
__________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 ohne KF 84 190 7,2 60
1 kg/t 82 185 6,1 58
4 kg/t 82 182 5,6 58
__________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 (Sr) ohne KF 81 176 7,3 57
1 kg/t 83 185 8,8 56
4 kg/t 86 182 8,2 55
__________________________________________________________________________________________________
AlSi10Mg (Sr) ohne KF 94 203 6,7 61
1 kg/t 93 204 7,1 61
4 kg/t 94 203 7,5 61
__________________________________________________________________________________________________
AlCu4Ti ohne KF 75 195 7,6 63
1 kg/t 74 203 8,7 57
4 kg/t 70 203 10,3 57
__________________________________________________________________________________________________
AlMg3 ohne KF 73 161 7,6 54
1 kg/t 76 198 13,7 54
4 kg/t 77 198 12,4 53
__________________________________________________________________________________________________
AlZn5Mg ohne KF 123 216 9,0 71
1 kg/t 117 242 16,6 69
4 kg/t 115 243 21,7 67
14

m größer als –1 K/s für die Ermittlung der Temperaturdifferenz.
Chemische Analyse
Die Analysen wurden nach dem Erschmelzen der
jeweiligen Legierung spektrometrisch ermittelt. Bei den
veredelten AlSiMg-Legierungen wurde zusätzlich der
Strontiumgehalt nach der Veredelung überprüft.
Die hohen Borgehalte der Ausgangsschmelzen sanken
nach der Spülbehandlung auf ein deutlich geringeres
Niveau ab.
Für die Kornfeinung erfolgte der Einsatz von zwei
verschiedenen Drahtvorlegierungen. Die beiden AlSi-
Legierungen wurden mit einer untertöchiometrischen
Aluminium-Titan-Bor-Legierung korngefeint. Diese
Vorlegierung mit dem Namen TiBloy hat ein Titan-
Bor-Verhältnis von 1,7:1,7. Bei den anderen
Legierungen wurde die Kornfeinungsbehandlung mit
einer Vorlegierung TiBor 5/1 durchgeführt. Diese hat
ein Titan-Bor-Verhältnis von 5:1.
Für die Veredelung der AlSiMg-Legierungen fand eine
AlSr10-Vorlegierung Verwendung. In Tabelle 1 sind die
Analysen der Versuchslegierungen dargestellt.
500 µm
Bild 2. Al Zn5Mg-Probe aus dem Quick-Cup-
Tiegel, nicht korngefeint, geäzt nach Barker
500 µm
Bild 3. Al Zn5Mg-Probe aus dem Quick-Cup-
Tiegel, mit 1 kg/t Kornfeinungsmittel
behandelt, geäzt nach Barker
500 µm
Bild 4. Al Zn5Mg-Probe aus dem Quick-Cup-
Tiegel, mit 4 kg/t Kornfeinungsmittel
behandelt, geäzt nach Barker
Tabelle 3: Mittelwerte der metallographisch ermittelten Korngröße und der Daten aus den Abkühlkurven
des Quick-Cup-Tiegels nach den drei TA-Methoden
Legierung Zugabemenge Korndurchmesser tGb KF16 (-2K/s) KF16 (-1K/s)
[µm] [s] [K] [K]
__________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 ohne KF 2260 12,4 3,8 2,0
1 kg/t 1981 8,3 4,8 2,8
4 kg/t 1568 5,4 5,6 4,0
__________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 (Sr) ohne KF 4275 16,7 3,8 0,1
1 kg/t 1486 5,2 7,2 4,2
4 kg/t 1199 1,5 7,1 4,8
__________________________________________________________________________________________________
AlSi10Mg (Sr) ohne KF 5018 20,1 6,1 -1,5
1 kg/t 2732 15,6 6,6 0,9
4 kg/t 2516 12,0 7,1 2,2
__________________________________________________________________________________________________
AlCu4Ti ohne KF 3928 27,7 2,1 -1,5
1 kg/t 456 4,4 5,8 3,0
4 kg/t 291 1,7 6,1 3,7
__________________________________________________________________________________________________
AlMg3 ohne KF 5644 33,6 -0,8 -2,3
0,2 kg/t 267 18,8 2,2 0,7
0,5 kg/t 318 5,0 2,8 1,9
1 kg/t 250 1,4 2,7 1,2
4 kg/t 186 1,3 2,6 1,5
__________________________________________________________________________________________________
AlZn5Mg ohne KF 5829 26,3 1,5 -0,5
1 kg/t 275 2,2 4,4 2,5
4 kg/t 194 1,0 4,2 2,2
15

Mechanischen Kennwerte aus dem Zugversuch
Der Einfluss einer Kornfeinungsbehandlung auf die
mechanischen Kennwerte wurde mit Hilfe des Zugversuchs
nach EN 10002 untersucht. Die in Tabelle 2
dargestellten Kennwerte sind Mittelwerte aus den im
Zugversuch untersuchten Diezstäben.
Bis auf die unveredelte AlSi7Mg0,3-Legierung ist ein
Anstieg der Bruchdehnung A bei allen anderen
Legierungen infolge der Kornfeinungsbehandlung zu
beobachten. Im gesamten Zusammenhang lässt sich aber
festhalten, dass der Einfluss der Kornfeinung auf die
mechanischen Eigenschaften gering ist mit Ausnahme
der Zugfestigkeit R m
und der Bruchdehnung A bei den
Legierungen AlMg3 und AlZn5Mg.
Die Bruchdehnung der AlMg3-Legierung verdoppelt
sich von 7,6% auf 13,7% nach der ersten Zugabe an
Kornfeinungsmittel, die Zugfestigkeit R m
erhöht sich von
161 auf 198 MPa.
Die Bruchdehnung der AlZn5Mg-Legierung erhöht sich
um mehr als das Doppelte von 9% im ungefeinten
Zustand auf 21,7% bei 4 kg/t Kornfeinungsmittel.
Metallographisch ermittelte Werte der Korngröße
Die Korngröße wurde aus den Probekörpern der
beiden Tiegel der thermischen Analyse mit metallographischen
Methoden bestimmt. In der Tabelle 3 sind
u.a. die mittleren Korndurchmesser der Proben des Quick-
Cup-Tiegels dargestellt. Die Werte für den mittleren
Korndurchmesser des Stahltiegels sind in der Tabelle 4
zu sehen.
Anhand der Mittelwerte ist gut zu erkennen, dass die
Kornfeinung bei jeder Legierung gewirkt hat. Auch ist ein
Unterschied zwischen den AlSiMg-Legierungen und den
restlichen Legierungen erkennbar. Die Korndurchmesser
der AlSiMg-Legierungen sind nach der Kornfeinung
erheblich größer. Beispielhaft wird die Wirkung der
Kornfeinungsbehandlung auf das Gefüge bei der
Legierung AlZn5Mg anhand der Bilder. 1 bis 3 gezeigt.
Ergebnisse der TA-Auswertungen
Zusammengefasst in der Tabelle 3 sind die Mittelwerte
für den Quick-Cup-Tiegel und in Tabelle 4 für den
Stahltiegel durch die nach den drei verschiedenen
Verfahren ermittelten Werten.
Verfahren 1: Die hiermit ermittelte Zeitspanne t mit dem
verfahrensabhängigen Index Gb wird in den Tabellen in
Sekunden angegeben. Wenn die Unterkühlung für eine
eindeutige Bestimmung des t Gb
-Wertes zu gering ist,
erfolgt die Ermittlung mit Hilfe des ersten lokalen
Maximums der Kurve der Abkühlungsgeschwindigkeit im
Tabelle 4: Mittelwerte der metallographisch ermittelten Korngröße und der Daten aus den Abkühlkurven
des Stahltiegels nach den drei TA-Methoden
Legierung Zugabemenge Korndurchmesser tGb KF16 (-2K/s) KF16 (-1K/s)
[µm] [s] [K] [K]
__________________________________________________________________________________________________
ohne KF 2834 15,4 14,5 0,7
AlSi7Mg0,3 1 kg/t 2196 16,4 16,4 0,7
4 kg/t 1658 11,8 12,1 1,4
__________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 (Sr) ohne KF 3461 29,3 17,9 1,5
1 kg/t 1679 14,5 12,8 0,9
4 kg/t 1264 10,2 10,5 1,7
__________________________________________________________________________________________________
AlSi10Mg (Sr) ohne KF 6090 36,6 22,7 2,1
1 kg/t 3732 31,7 22,7 2,2
4 kg/t 2610 25,6 23,3 0,7
__________________________________________________________________________________________________
AlCu4Ti ohne KF 3525 46,7 14,2 1,0
1 kg/t 541 18,4 11,4 0,3
4 kg/t 314 7,1 9,0 1,9
__________________________________________________________________________________________________
AlMg3 ohne KF 4475 57,9 3,3 0,7
0,2 kg/t 315 7,5 3,5 1,6
0,5 kg/t 240 6,3 3,1 1,3
1 kg/t 234 5,8 3,5 1,4
4 kg/t 197 2,1 3,8 1,9
__________________________________________________________________________________________________
AlZn5Mg ohne KF 4621 20,0 4,5 0,5
1 kg/t 307 7,4 3,7 1,1
4 kg/t 187 1,5 4,6 2,2
16

Bereich der Primärerstarrung. Dieses Maximum zeigt die
Temperatur an, welche den Wendepunkt der Abkühlkurve
in diesem Bereich darstellt. Die Haltedauer dieser
Temperatur wird dann gemessen und ergibt den t Gb
-Wert.
Die Erwartung, dass mit einem feineren Gefüge die
t Gb
-Werte abnehmen, bestätigt sich vollumfänglich im Test
mit dem Quick-Cup-Tiegel. Es fällt auf, dass bei den
Legierungen AlCu4Ti und AlZn5Mg die Werte infolge der
Kornfeinungsbehandlung stark absinken. Dagegen ist die
Abnahme der t Gb
-Werte der AlSi10Mg-Legierung und der
unveredelten AlSi7Mg0,3-Legierung gering. Gesamthaft
betrachtet ist die Spanne zwischen den Werten des
Ausgangszustands und den nach der zweiten Kornfeinungsmittelzugabe
bei den AlSiMg-Legierungen
geringer im Vergleich zu den restlichen Legierungen.
Auch die Werte, welche aus den Kurven des Stahltiegels
ermittelt wurden, nehmen infolge der Kornfeinungsbehandlung
ab. Eine Besonderheit ist bei der
unveredelten AlSi7Mg0,3-Legierung erkennbar. Hier
steigen die Werte nach der ersten Behandlung mit
Kornfeinungsmittel an und sinken bei der zweiten Zugabe
deutlich ab. Im Gegensatz zu den Werten der Quick-Cup-
Tiegel-Kurven sind die Ausgangswerte mit Ausnahme der
AlZn5Mg-Legierung höher. Die bei den Quick-Cup-
Tiegelwerten festgestellten Trends und Unterschiede
bezüglich der Intensität des Absinkens der Werte infolge
der Kornfeinung bzw. der Spanne zwischen den
Behandlungszuständen sind auch für die Werte aus den
Stahltiegelkurven zu beobachten. Besonders wird in
dieser Übersicht der t Gb
-Werte des Stahltiegels das starke
Absinken der Werte für die AlMg3-Legierung deutlich.
Verfahren 2: Bei der Bezeichnung des Kennwertes steht
das KF16 für das Verfahren und der Wert in der Klammer
für die Rahmenbedingung, nach welcher die Temperaturspanne
ermittelt wurde. Die Einheit dieser Temperaturdifferenz
wird in Kelvin angegeben.
Bei der Auswertung nach der KF16-Methode zeigt sich,
dass durch eine Kornfeinungsbehandlung die Kennwerte
steigen. Dieser Trend ist gut bei den Werten des Quick-
Cup-Tiegels zu erkennen. Die Werte der Legierungen
AlSi7Mg0,3 (Sr), AlCu4Ti und AlMg3 steigen stärker als die
übrigen, wobei die AlSi10Mg-Legierung den geringsten
Anstieg zeigt. Der Mittelwert AlMg3-Legierung im
Ausgangszustand ist negativ, d. h. dass nach 16 Sekunden
die Primärerstarrung noch nicht vollständig
abgeschlossen ist. Auch ist der Mittelwert für 4 kg/t
Kornfeinungsmittel bei dieser Legierung deutlich geringer
im Vergleich zu den anderen. Die Spanne zwischen dem
Ausgangszustand und dem korngefeinten Zustand ist
ungefähr genauso groß wie bei den anderen Legierungen.
In der Übersicht der Werte des Stahltiegels ist kein
eindeutiger Trend der Mittelwerte infolge der Kornfeinung
erkennbar. Es ist nur bei der AlSi10Mg-Legierung ein
kleiner Anstieg zu erkennen. Bei der veredelten
AlSi7Mg0,3- und der AlCu4Ti-Legierung nehmen die
Mittelwerte ab. Der Mittelwert nach der ersten Zugabe
von Kornfeinungsmittel der unveredelten AlSi7Mg0,3-
Legierung ist im Gegensatz zum Ausgangszustand
gestiegen, sinkt aber nach einer weiteren Zugaben unter
den des Ausgangszustandes. Infolge der Kornfeinung
sinken die Mittelwerte der Legierungen AlMg3 und
AlZn5Mg erst, um dann wieder zu steigen. Der Mittelwert
der AlZn5Mg-Legierung bei 4 kg/t Kornfeinungsmittel ist
größer als der im Ausgangszustand. Des weiteren ist zu
erkennen, dass die Werte der beiden letztgenannten
Legierungen deutlich geringer im Vergleich mit den
anderen Legierungen sind.
Verfahren 3: Dieses Verfahren unterscheidet sich wie
beschrieben von dem Verfahren 2 durch einen anderen
ersten Referenzpunkt für die Ermittlung der Temperaturdifferenz.
Der zu erwartende Trend mit steigenden KF16-
Werten infolge der Kornfeinungsbehandlung zeigt sich
bei allen Mittelwerten der Quick-Cup-Tiegelkurven. Es ist
weiter zu beobachten, dass bis auf die Mittelwerte der
beiden AlSi7Mg0,3-Legierungen alle anderen im
Ausgangszustand negativ sind.
Bei den Werten des Stahltiegels lassen nur drei
Legierungen einen Anstieg erkennen. Die Mittelwerte der
AlSi7Mg0,3-, AlMg3- und der AlZn5Mg-Legierung nehmen
Tabelle 5: Bestimmtheitsmaße der Beziehungen mit den Daten des Quick-Cup-Tiegel
Legierung
Bestimmtheitsmaß R 2 Quick-Cup-Tiegel
t Gb
KF16 (-1K/s) KF16 (-2K/s)
__________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 0,63 0,54 0,64
__________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 (Sr) 0,98 0,96 0,75
__________________________________________________________________________________________________
AlSi10Mg (Sr) 0,81 0,83 -
__________________________________________________________________________________________________
AlCu4Ti 0,99 0,98 0,93
__________________________________________________________________________________________________
AlMg3 0,8 0,58 0,51
__________________________________________________________________________________________________
AlZn5Mg 0,62 0,58 0,59
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nach einer Behandlung zu. Die AlSi10Mg-Werte steigen
leicht nach der ersten Behandlung um nach der zweiten
stark abzusinken. Bei der AlCu4Ti- und der veredelten
AlSi7Mg0,3-Legierung sinken die Werte erst , um nach
der zweiten Behandlung stark anzusteigen. Es sind im
Gegensatz zu den Werten des Quick-Cup-Tiegels alle
Werte positiv.
Korrelationen zwischen den ermittelten Kennwerten
und der Korngröße
In Tabelle 5 für den Quick-Cup-Tiegel und in Tabelle 6
für den Stahltiegel sind die Bestimmtheitsmaße der
errechneten Beziehungen zwischen Korndurchmesser
und den verfahrensabhängig gefundenen Messdaten
dargestellt. Für die Eignung der Kennwerte zur
Bestimmung der Korngröße, welche mit Hilfe der
ausgewählten Verfahren aus den Abkühlkurven ermittelt
wurden, ist ein größtmöglichstes Bestimmtheitsmaß
sinnvoll. Geeignet sind Korrelationen mit einem
Bestimmtheitsmaß R 2 deutlich größer als 0,9.
Für den Quick-Cup-Tiegel sind durchgängig nur bei
der AlSi7Mg0,3(Sr)- und AlCu4Ti-Legierung sehr gute
Korrelationen zu finden. Die Bestimmtheitsmaße der
Trendlinien AlSi7Mg0,3(Sr)-Legierung zeigen 0,98 für die
t Gb
-Werte und 0,96 für die KF16 (-1K/s)-Werte. Die
Trendlinie der KF16 (-2K/s)-Werte für diese Legierung hat
ein Bestimmtheitsmaß von 0,75 und ist nicht geeignet.
Bei der AlCu4Ti-Legierung sind für alle drei Kennwerte die
Bestimmtheitsmaße > 0,9. Die t Gb
-Werte weisen mit R 2 =
0,99 den besten Wert auf. Die für die anderen Legierungen
gefundenen Korrelationen sind zu gering.
Die Untersuchung der gefundenen Korrelationen
zeigt, dass für den Stahltiegel das Verfahren mit den t Gb
-
Werten die besten Ergebnisse liefert. Das
Bestimmtheitsmaß bei der AlZn5Mg-Legierung ist mit 0,77
zu gering für die Ermittlung der Korngröße aus den
Abkühlungskurven. Die KF16(-1K/s)-Werte weisen bei der
AlMg3- und der AlZn5Mg-Legierung sogar nur
Korrelationen >0,5 auf. Aufgrund der niedrigen
Bestimmtheitsmaße sind diese für eine Bestimmung der
Korngröße aus der Abkühlkurve nicht geeignet. Bei den
KF16(-2K/s)-Werten konnte keine geeignete
Korrelationen gefunden werden.
Wirkung der Kornfeinungsbehandlung
Die Wirkung der Kornfeinungsbehandlung ist bei allen
Legierungen deutlich zu erkennen. (Siehe Tabelle 3 und
4) So nimmt bei jeder Legierung durch die Zugabe von
Kornfeinungsmittel die Korngröße ab. Die Ursache für die
Abnahme der Korngröße ist die erhöhte Keimanzahl in
der Schmelze. Dies ermöglicht an vielen Stellen eine
gleichzeitig beginnende Erstarrung bei einer geringeren
Unterkühlung, d.h. es entstehen mehr Körner mit einem
kleineren mittleren Durchmesser.
Für die Wirkung der Kornfeinung auf die
mechanischen Eigenschaften, welche im Gusszustand
ermittelt wurden, ist in Bezug auf die Streckgrenze R m
und die Bruchdehnung A eine meist nur geringe
Verbesserung zu erkennen. Diese Tendenz ist bei allen
Legierungen, mit Ausnahme der unveredelten
AlSi7Mg0,3-Legierung, zu beobachten. Die Erhöhung der
Streckgrenze und der Bruchdehnung ist auf die erhöhte
Anzahl an Korngrenzen zurückzuführen. Durch die
größere Anzahl an Korngrenzen werden die
Versetzungsbewegungen stärker behindert und
demzufolge die mechanischen Eigenschaften verbessert.
Die Kornfeinung führt bei der unveredelten
AlSi7Mg0,3-Legierung zu einer feinen Verteilung der
„körnigen“ Siliziumausscheidungen im Gefüge. Infolge
deren Kerbwirkung ist die Bruchdehnung sehr gering. Im
ungefeinten Zustand sind die Werte besser, da wohl keine
Ti-Ausscheidungen als kerbwirksame Verunreinigung
vorliegen.
Die Härte zeigt keine eindeutigen Tendenzen, so dass
ein Einfluss der Kornfeinung auf die Härte nicht zu
berücksichtigen ist.
Infolge der Kornfeinungsbehandlung haben die
ermittelten Kennwerten t Gb
-Werte abgenommen, weil
Tabelle 6: Bestimmtheitsmaße der Beziehungen mit den Daten des Stahltiegels
Legierung
Bestimmtheitsmaß R 2 Stahltiegel
t Gb
KF16 (-1K/s) KF16 (-2K/s)
__________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 0,87 - -
__________________________________________________________________________________________________
AlSi7Mg0,3 (Sr) 0,93 - -
__________________________________________________________________________________________________
AlSi10Mg (Sr) 0,92 - -
__________________________________________________________________________________________________
AlCu4Ti 0,98 - -
__________________________________________________________________________________________________
AlMg3 0,98 0,67 -
__________________________________________________________________________________________________
AlZn5Mg 0,77 0,66 -
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durch die größere Keimanzahl die Schmelze schneller und
mit einer geringeren Unterkühlung erstarrt. Dies ist auch
der Grund für die Zunahme der KF-Werte.
Des Weiteren zeigen sich Unterschiede zwischen den
beiden verwendeten Tiegelarten. Die beobachteten
Trends der Kennwerte infolge der Kornfeinung sind für
alle Legierungen des Quick-Cup-Tiegels in allen Verfahren
festzustellen.
Beim Einsatz des Stahltiegels ist dies für alle
Legierungen nur bei den t Gb
-Werten festzustellen. Bei den
KF16-Werten zeigen nur einzelne Legierungen eine
Zunahme der Anzeigewerte nach der Kornfeinung. Es gibt
noch Unterschiede zwischen den Werten der beiden
unterschiedlichen KF16-Methoden. So nehmen die KF16(-
1K/s)-Werte für die AlSi7Mg0,3-, AlMg3- sowie AlZn5Mg-
Legierung zu. Bei den KF16(-2K/s)-Werten ist diese
Tendenz nicht eindeutig zu beobachten. Die Kennwerte
der anderen drei Legierungen AlSi7Mg0,3(Sr), AlSi10Mg(Sr)
und AlCu4Ti verhalten sich genau umgekehrt, so steigen
die KF16(-2K/s)-Werte nach der Kornfeinung an und die
KF16(-1K/s)-Werte zeigen keine klaren Trends. Diese
Beobachtungen verdeutlichen, dass die KF16-Methoden
für die Auswertung der Abkühlkurven des Stahltiegels für
jede Legierung individuell angepasst werden muss.
Es lässt sich bei der Betrachtung der Bestimmtheitsmaße
der der errechneten Beziehungen festhalten,
dass die Kennwerte, welche mittels dem t Gb
-Verfahren
ermittelt wurden, die besten Korrelationen aufweisen. Die
Kennwerte, die mit Hilfe der beiden KF16-Verfahren
bestimmt wurden, zeigen keine so guten Ergebnisse. Dies
führt zu der Schlussfolgerung, dass die KF16-Verfahren
für jede Legierung und Tiegelart angepasst werden
müssen. Das t Gb
-Verfahren dagegen ist ohne Änderungen
auf die untersuchten Legierungen anwendbar. Für die
AlZn5Mg-Legierung ist bei einer größeren Probenanzahl
auch eine besser Korrelation zu finden.
Die Legierungen wurden aus den Legierungselementen
aufgebaut, um mögliche Wechselwirkungen
mit den üblichen technischen Verunreinigungen zu
vermeiden. Die Legierungen wurden in zweckmäßigen
Schritten, typischerweise mit 1 kg/t und danach nochmals
4 kg/t Kornfeinungsmittel, korngefeint. Für die Feinung
der AlSiMg-Legierungen wurde das Kornfeinungsmittel
TiBloy1,7/1,7 und für die restlichen TiBor 5/1 eingesetzt.
Bei der AlMg3-Legierung wurden die Untersuchungen mit
kleineren Zugabemengen (0,2 und 0,5 kg/t) an
Kornfeinungsmittel detailliert.
Für jeden Behandlungsschritt sowie den Ausgangszustand
wurden Probekörper hergestellt und
Abkühlkurven aufgenommen. An diesen Messproben
wurden für den jeweiligen Behandlungszustand die
Korngröße metallographisch ermittelt. Des weiteren
wurden auch die mechanischen Eigenschaften untersucht.
Die Auswertung der Abkühlkurven erfolgte mit drei
verschieden Verfahren. Dies waren das t Gb
-Verfahren und
zwei verschieden KF16-Verfahren. Anhand des ersten
Referenzpunktes der Zeitspanne zwischen der ersten und
der zweiten Temperatur wurde das KF16-Verfahren
modifiziert.
Die Korrelationen zwischen den jeweiligen Kennwerten
der Abkühlkurven und der vorliegenden Korngröße bzw.
dem mittleren Korndurchmesser wurden bestimmt. Es ist
zu erkennen, dass sich für die Kennwerte des t Gb
-Verfahren
die besten Korrelation finden lassen. Des weiteren zeigt
sich, dass das t Gb
-Verfahren ohne Änderung auf jede
Legierung anwendbar ist. Das KF16-Verfahren muss
dagegen auf jede Legierung und für jeden Tiegeltyp
besonders angepasst werden und ist nicht universell
einsetzbar.
Schriftum
Zusammenfassung
Die untersuchten Aluminiumgusslegierungen finden
heute eine breite Anwendung in der Industrie. Die
Optimierung der Eigenschaften und die Überwachung der
Qualität sind dabei von besonderen Interesse.
Das Ziel dieser Arbeit ist es, geeignete Korrelationen
zwischen den Kennwerten, welche mittels
unterschiedlicher Verfahren aus den Abkühlkurven
gewonnen wurden, und den metallographisch
bestimmten Korngrößen zu finden. Folgende
Legierungen wurden eingesetzt: AlSi7Mg0,3 und
AlSi7Mg0,3 (Sr), AlSi10Mg (Sr), AlCu4Ti, AlMg3, AlZn5Mg.
[1] H. Koch, U. Hielscher, A. Schaathun, H. Fossli:
„Hochwirksame Dauerkornfeinung für unter- bis naheutektische
AlSi-Gußlegierungen“ Berichte aus dem Gusswerkstofftechnikum,
Aluminium Rheinfelden GmbH Code-Nr. 802
[2] Xiao-Guang Chen, F.-J. Klinkenberg, S. Engler:
„Qualitätskontrolle der Aluminiumschmelze – Ein Überblick“ Teil III
Kornfeinung und Veredelung, Gießerei – Praxis, Heft 5, 1993, S. 68-76
[3] B. Günther, H. Jürgens:
„Automatisierte Durchführung der thermischen Analyse zur
Ermittlung des Keimzustandes von Aluminiumschmelzen und der
erzielten Korngröße an Bauteilen aus Aluminiumguß“,
GIESSEREI 71, Heft 24, 1984, S. 928-931
[4] W. Menk, M.O. Speidel, R. Döpp:
„Die thermische Analyse in der Praxis der Aluminiumgießerei“
GIESSEREI 79, Heft 4, 1992, S. 125-134
19

grain size
degree of modification
solidification time
Korngröße
Veredelungsgrad
Erstarrungszeit
Einschlüsse
Verunreinigungen
Dichteindex
Thermoanalyse
TA 110
Unterdruckdichte
ALSP III
3 VT
Waage
MK 2200
EDV-Vernetzung mit Schmelz- und Produktionsanlagen
mk Industrievertretungen GmbH
D-56459 Stahlhofen a. W. · Rödernhahn 1b
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