Einfluss des Kupfer - Verein österreichischer Gießereifachleute

GIESSEREI-RUNDSCHAU 58 (2011) HEFT 3/4Einfluss des Kupfer- und Magnesiumgehaltesauf die Warmrissempfindlichkeit vonAlSi7MgCu-GusslegierungenEffect of Alloying Elements (Magnesium and Copper) on Hot Cracking Susceptibility of AlSi7MgCu-AlloysDipl.-Ing. Dr.mont. Thomas Pabel,nach der Maschinenbau-Ingenieursausbildungan der HTL in Kapfenberg Studium der Werkstoffwissenschaftenan der MontanuniversitätLeoben. Seit 2001 wissenschaftlicher Sachbearbeiteram Österreichischen Gießerei-Institut inLeoben: in der Abteilung Nichteisenguss alsSchadensanalytiker, in der Werkstoffentwicklungund als Weiterbildungsbeauftragter.Dipl.-Ing. Salar Bozorgi,studierte Metallurgie an der MontanuniversitätLeoben mit den Schwerpunkten Gießereitechnikund Eisen- und Stahlmetallurgie. Seit 2008arbeitet er als wissenschaftlicher Mitarbeiter fürdie Entwicklung von hochfesten und korrosionsbeständigenAluminiumlegierungen amLehrstuhl für Gießereikunde an der MontanuniversitätLeoben.Dipl.-Ing.(FH) Christian Kneißl,nach Abschluss der Fachhochschule Mitt weida/D,Fachbereich für Maschinenbau/Feinwerktechnik,von 1995 bis 2006 beschäftigt amInstitut für Mathematik und Angewandte Geometrieder Montanuniversität Leoben. Seit 2006wissenschaftlicher Mitarbeiter am ÖsterreichischenGießerei-Institut Leoben, Abteilung fürWerkstoffentwicklung und Schadensanalytik.Dipl.-Ing. Katharina Haberl,studierte Metallurgie an der MontanuniversitätLeoben und diplomierte im Oktober 2007 zumThema: „Schmelzereinheit einer Al-Gusslegierungam Beispiel AlSi7MgCu0,5 und LM25“.Seit November 2007 ist Katharina Haberl Universitätsassistentinam Lehrstuhl für Gießereikundean der Montanuniversität Leoben.Univ.-Prof. Dipl.-Ing.Dr.phil. Peter Schumacher,Vorstand des Lehrstuhls für Gießereikunde,Department Metallurgie, MontanuniversitätLeoben und Geschäftsführer des Vereins f. praktischeGießereiforschung – ÖsterreichischesGießerei-Institut, Leoben.Schlüsselwörter: AlSi7MgCu-Legierung, Warmrissempfindlichkeit,Warmrisszahl WRZ, TerminalFreezing Range TFR, CrackingSusceptibility Coefficient CSC, ThermoCalc-Classic SoftwareTCCAbstractDas Problem der Warmrissbildung bei Aluminium-Gusslegierungenist altbekannt, aber nur unzureichend wissenschaftlicherforscht. Bereits marginale Schwankungen in der Legierungszusammensetzungkönnen zu einem geänderten Warmrissverhaltenführen.Ziel der Arbeit war es, die Einflüsse der Elemente Kupfer undMagnesium auf die Warmrissneigung einer AlSi7Mg(Cu)-Basislegierungzu untersuchen. Zur Abschätzung der ausgeschiedenenPhasen und deren Phasenanteilen wurden für fünf Legierungenthermodynamische Berechnungen mittels ThermoCalc-Classic-Software (TCC) durchgeführt. Zusätzlich wurden fürdiese Legierungsvarianten die Warmrisszahl (WRZ) und dieWarmrissempfindlichkeit anhand von Abgüssen in eine sogenannteWarmrisskokille empirisch ermittelt. Die mit Thermo-Calc-Classic berechnete TerminalFreezing Range (TFR) wurdeden anderen relevanten Warmrissparametern, Warmrisszahlund Warmrissneigungs-Koeffizient (CSC), gegenübergestellt. DieWarmrissflächen wurden im Rasterelektronenmikroskop (REM)untersucht und der Einfluss der eutektischen Phasen auf dieWarmrissbildung beurteilt.Im Rahmen der Arbeit konnte der Einfluss der Elemente Magnesiumund Kupfer auf die Warmrissneigung untereutektischerGusslegierungen bestimmt werden. Die Ergebnisse der Gießversuchekorrelieren ausgezeichnet mit den theoretischen Berechnungenzur Warmrissbildung.EinleitungDie zurzeit am Markt befindlichen Aluminiumgusslegierungenhaben für gewisse Anwendungsfälle im automotiven Bereichbereits ihre Grenzen erreicht. Bei der Entwicklung neuer Legierungenwird häufig das Hauptaugenmerk auf die mechanischenEigenschaften gelegt; gießtechnologische Eigenschaften werdendabei kaum berücksichtigt.Für viele im Kokillen- und Sandguss hergestellte Bauteilewerden AlSi7MgCu-Legierungen verwendet. Durch die Zugabevon Kupfer und Magnesium wird die Festigkeit erhöht. DieseLegierungsgruppe ermöglicht das Gießen dünnwandiger Teilemit sehr guten mechanischen Eigenschaften, wie sie beispielsweisebei Zylinderköpfen gefordert werden. Im allgemeinen istdie Warmrissempfindlichkeit von AlSi-Gusslegierungen geringerals bei AlZn-, AlMg- oder AlZnMg(Cu)-Legierungen [1–3].Dennoch können aber auch bei den AlSi-Legierungen Variationenim Kupfer- und Magnesiumgehalt erhebliche Auswirkungenauf die Warmrissempfindlichkeit haben.In korngefeinten Legierungen treten Warmrisse auf, wenn dieVolumenskontraktion bei der Erstarrung durch Schwindungsbehinderungnicht vom Bauteil aufgenommen werden kann [4].Zu diesem Zeitpunkt, dem sogenannten Dendritenkohärenzpunkt,wurden bereits stabile Brücken zwischen den Körnerngebildet und eine Nachspeisung damit behindert. Die niedrigschmelzendePhase bzw. die nicht in ausreichendem Maße vorhandeneeutektische Phase zwischen den Körnern kann die auftretendenSchrumpfungen und Spannungsspitzen nicht kompensierenund bewirkt so die Bildung von Spannungsrissen, dieals Warmrisse bezeichnet werden und unterhalb der Soliduslinieim durcherstarrten Bauteil erhalten bleiben [5–7]. Trotz zahlreicherArbeiten ist der exakte Mechanismus der Initiierungnoch nicht vollständig geklärt.TheorieDie wichtigsten Einflussfaktoren auf die Warmrissbildung sinddie chemische Zusammensetzung, das daraus resultierende Erstarrungsintervallund der letzte Erstarrungsbereich (Terminal-Freezing Range), die Korngröße, der eutektische Anteil, die Bildungintermetallischer Phasen und die Seigerungen an denKorngrenzen in einem gegebenen Gießprozess.50

HEFT 3/4 GIESSEREI-RUNDSCHAU 58 (2011)Erstarrungsintervall:Generell gilt der Zusammenhang, dass ein größeres Erstarrungsintervalleine höhere Warmrissempfindlichkeit nach sich zieht.Ein großes Erstarrungsintervall gibt der schädlichen thermischenAusdehnung bzw. den Volumensänderungen mehr Zeit,um ausreichend Spannungen zu generieren. Diese Spannungenverursachen ein Reißen der Flüssigkeitsfilme und schädigen sodas interdendritische Netzwerk. Reinmetalle und Legierungenmit eutektischer Zusammensetzung haben hingegen einen sehrkleinen bzw. keinen Erstarrungsbereich und daraus resultierendauch eine niedrige Warmrissempfindlichkeit [7–9].Der letzte Bereich des Erstarrungsintervalls (engl. TerminalFreezing Range TFR) ist von entscheidender Bedeutung für dieAusbildung von Warmrissen. Eine höhere TFR, d. h. ein großerTemperaturunterschied zwischen, beispielsweise 90 und 100 %erstarrtem Anteil (Festphasenanteil), führt zu einem komplexenDendritennetzwerk und in weiterer Folge zu einer höherenWarmrissempfindlichkeit. M.B. Djurdjewic et al. [10] haben, basierendauf umfangreichen Untersuchungen, vorgeschlagen, denBereich der TFR auf einen Festphasenanteil von 85 bis 95 %oder 88 bis 98 % zu beziehen. Aufgrund unserer empirischenErfahrung wurde in der vorliegenden Arbeit die TFR auf denBereich zwischen 95 und 99,5 % Festphasenanteil bezogen. DieErstarrung der allerletzten 0,5 % Flüssigphasenanteile wird außerAcht gelassen, da die Gefahr von Fehlern bei der Berechnungin diesem Bereich besonders hoch ist [10].Der Haupteinflussfaktor auf die TFR ist die chemische Zusammensetzungder Legierung. Zusätzlich bewirken aber auchSpurenelemente und die damit verbundenen Seigerungen eineerhöhte TFR bzw. eine höhere Warmrissempfindlichkeit [9].Aus den geschilderten Zusammenhängen und Abhängigkeitenergibt sich die große Bedeutung der TFR für die Bildung vonWarmrissen.Eine große TFR ist demnach unerwünscht, da dasRisiko von Heißrissen in der letzten Stufe der Erstarrung erhöhtwird [9]. Geht man von einem eutektischen System aus, so bildensich zwischen der Liquidus- und der Solidustemperaturprimäre Dendriten. Hat nun eine Legierung einen hohen Anteilsolcher, bei hoher Temperatur gebildeter Dendriten, so entstehenbei der eutektischen Erstarrung der Restschmelze hohe Belastungendurch Schwindungsspannungen.Korngröße:Allgemein bekannt ist, dass ein feines Korn zu einer besserenSpeisung des Gussteiles und zu einer gleichmäßigeren Verteilungder eutektischen Phasen führt. Kleine Körner können sichbesser in der Zweiphasenströmung bewegen und so Schrumpfungsspannungenam Ende der Erstarrung knapp über der Soliduslinieminimieren [11]. H.F. Bishop [12] und D.C.G. Lees [13]untersuchten den Einfluss der Korngröße auf die Warmrissbildung.Sie postulierten, dass ein grobes Korn lokal zu Temperaturspitzenan den Korngrenzen, zu hohen Spannungen und dadurchin weiterer Folge zu Warmrissen führt. Aus einem feinenKorn hingegen resultiert eine Abnahme der Belastung und damiteinhergehend eine geringere Tendenz zu Warmrissen [12, 13].Allerdings sollte die Verformung einer körnigen Struktur als Verschiebunginnerhalb eines Netzwerkes von Körnern (in Abhängigkeitder thermischen Ausdehnung) und nicht von Einzelkörnernbetrachtet werden. Ein entsprechend feines Korn kanndurch die Zugabe von speziellen Kornfeinungsmitteln oder übereine entsprechend hohe Abkühlgeschwindigkeit realisiert werden.In diesen Untersuchungen betrug die Korngröße bei den inKokille abgegossenen Proben ca. 250 µm und bei den Sandgussprobenin Folge der niedrigeren Abkühlrate ca. 350 µm.können diese durch Nachspeisung von eutektischem Anteil ausgeheiltwerden [7, 8]. Ist der Anteil der eutektischen Phase jedochzu gering, dann ist diese Ausheilung nicht möglich [9]. SiliziumhaltigeAluminiumgusslegierungen haben den Vorteil,dass sich Silizium als Halbleiter bei der Erstarrung ausdehnt,dadurch einen Teil der Schwindung kompensieren kann undeine bessere Mikrospeisung ermöglicht. Geringe Mengen an Verunreinigungenin der Schmelze können niedrig schmelzendePhasen und eine steigende Tendenz zur Warmrissbildung zurFolge haben. Die Ursache sind die schwachen Brücken zwischenden Dendriten im letzten Erstarrungsbereich bei 95 bis100 % Festphasenanteil. Falls Zugspannungen auftreten, werdendiese Brücken zerstört und zwischen den Körnern bildetsich ein Warmriss [14, 15].Theoretische Modelle:Es gibt in der Literatur eine Reihe von theoretischen Modellenzur Berechnung der Warmrissempfindlichkeit. Für den Formgusswird am häufigsten das Modell des Warmrissempfindlichkeitskoeffizienten(engl. Cracking Susceptibility Coefficient CSC) vonClyne und Davis verwendet [16]. Nachteilig ist dabei, dass dasModell nur die Materialeigenschaften bei einer Ungleichgewichtserstarrungnach Gulliver-Scheil und nicht die spezifischenGießbedingungen berücksichtigt. Weitere Modelle wurden beispielsweisevon L. Katgerman [17], U. Feurer [18] oder M. Rappazet. al. [19] entwickelt. Die angeführten Modelle sind jedochfür die verschiedenen Gießprozesse, wie Sandguss, Kokillenguss,Strangguss oder für Schweißungen nicht immer anwendbar.Das CSC-Modell berücksichtigt ergänzend zu den Legierungszusammensetzungenauch die prozessrelevante Zeit, inder die Rissentstehung stattfindet und die Struktur am meistenanfällig für Risse ist. Daraus ergibt sich ein kritisches Zeitintervallwährend der Erstarrung. Der CSC ist definiert als das Verhältnisdieser kritischen Zeitspanne t V zur Relaxationszeit fürdie Speisung t R . Der Faktor t V berechnet sich aus der Zeitdifferenzzwischen einem Flüssigphasenanteil von 10 bis 1 % (Mf L10bzw. Mf L1 ). Die Zeit t R wird benötigt für die Erholung und berechnetsich aus der Zeitdifferenz zwischen 60 und 10 % Flüssigphasenanteil(Mf L60 bzw. Mf L10 ) (Abb. 1). Im Bereich von t Vist ein hoher Anteil der Festphase vorhanden, die eine Speisungverhindert und zu einer hohen thermisch induzierten Expansionführt. Im Gegensatz dazu ist im Bereich von t R der Anteil derFestphase geringer und eine Nachspeisung möglich.Anteil eutektischer Phasen:Ein hoher Anteil von Eutektikum mit ausreichender Benetzbarkeitder Primärkristalle im Mikrogefüge führt zu einer geringerenAnfälligkeit für Warmrisse. Das Eutektikum umschließt dabeivollständig die Primärkristalle. Darüber hinaus erleichternsogenannte eutektische Filme zwischen den Körnern die Bewegungder körnigen Struktur. Für den Fall, dass durch dieSchwindung und die Spannungen kleine Risse initiiert werden,Abb. 1: Bestimmung des CSCCSC … Warmrissempfindlichkeitskoeffizientt V … kritische Zeitspannet R … Relaxationszeit für Speisung51

GIESSEREI-RUNDSCHAU 58 (2011) HEFT 3/4Experimentelle MethodenZur Ermittlung der Warmrissempfindlichkeit wurden umfangreicheUntersuchungen und Berechnungen durchgeführt. Wichtigwar der Vergleich zwischen den theoretischen und den praktischenErgebnissen. Bei fünf Varianten einer AlSi7MgCu-Basislegierung wurden der Magnesium- und der Kupfergehaltunterschiedlich gewählt und die Auswirkungen auf die Warmrissempfindlichkeitpraktisch und theoretisch untersucht. Zusätzlicherfolgte die Variation des Gießverfahrens (Kokillen- undSandguss), um dessen Einfluss auf die Warmrissneigung zu verifizieren.Folgende Legierungen wurden hergestellt und nach den obenerwähnten Methoden untersucht:• AlSi7Mg0,1Cu0,05• AlSi7Mg0,1Cu0,5• AlSi7Mg0,3Cu0,05• AlSi7Mg0,6Cu0,05• AlSi7Mg0,6Cu0,5Terminal Freezing Range:Die Berechnung der Terminal Freezing Range (TFR) erfolgte mittelsThermoCalc-Classic-Software (TCC) unter Verwendung derTTAl5 Datenbank. Für die Simulation des Erstarrungsprozesseswurden die entstehenden Phasen und deren Anteile bei unterschiedlichenTemperaturen für den Ungleichgewichtszustandnach Gulliver-Scheil berechnet. Bei der Vorhersage der Ausscheidungenim Gusszustand bei Raumtemperatur ist vom Gleichgewichts-und Ungleichgewichtszustand ausgegangen worden.(Abb. 2) in eine Stahlkokille und in bentonit-gebundene Sandformenabgegossen. Durch die höhere Abkühlrate des Kokillengussesgegenüber dem Sandguss wirken hier die Schwindungsspannungenentsprechend stärker. Die Kokillenhälften wurdenhierbei mittels Zweikreistemperiergerät auf eine, beim Abgussfür alle Proben konstante Temperatur von 250 °C erwärmt bzw.gekühlt.Die Querschnittsänderungen an den Enden der Probe rufenSchwindungsspannungen hervor, die im Wärmezentrum derProbe zur Warmrissbildung führen. Die entstandenen Warmrissewerden in Abhängigkeit ihrer Größe mit Gewichtungsfaktoren(GF) (Abb. 3) bewertet, daraus die Warmrisszahl (WRZ) alsQuotient der Anzahl der Risse multipliziert mit den Gewichtungsfaktorenund der Anzahl der Proben berechnet. Die Warmrissempfindlichkeit(WRE) einer Legierung ergibt sich aus denin Tabelle 1 definierten Bandbreiten der Warmrisszahlen [11,20, 22].Abb. 2:3D-Modell der Warmrissprobeder Sandabgüssezur Bestimmungder WarmrissneigungWarmrissempfindlichkeitskoeffizient:Der Warmrissempfindlichkeitskoeffizient (CSC) konnte halb empirischüber TCC berechnet werden. Die dabei berechnetenTemperaturen und Massenanteile wurden mit den Resultatender praktisch durchgeführten Thermoanalysen in der Kokilleund der Sandform kombiniert. Daraus ergaben sich die jeweiligenkritischen Zeitspannen t V und die Relaxationszeiten t R . DieKokillentemperatur wurde beim Abguss für alle Legierungenkonstant gehalten. Sie betrug dabei 250 °C, es wurden Typ KThermoelemente, Klasse I kalibriert, zur Messung verwendet.Warmrissempfindlichkeit:Zur Bestimmung der Warmrissneigung der verschiedenen Legierungenwurden Warmrissproben mit spezieller GeometrieTabelle1: Definition der Warmrissempfindlichkeit (WRE) auf Basis derberechneten Warmrisszahl (WRZ) [22]Abb. 3: Gewichtungsfaktoren für unterschiedlich ausgebildete Risse zurErmittlung der Warmrisszahl WRZ [21, 22]Mikroskopie:Mittels Rasterelektronenmikroskop(REM) wurden anmetallographischpräparierten Schliffendie Phasen derProben im Gusszustandbestimmt undmit den Ergebnissender Thermo-Calc-Berechnungenverglichen. Die Aufnahmenerfolgtenbei 20 kV mittelsRückstreuelektronendetektor(BSD).Zusätzlich wurdendie Bruchflächenvon Proben mit einemvölligen Abriss,einem gutsichtbaren Riss undeinem Haarriss fraktographischbeurteilt.52

HEFT 3/4 GIESSEREI-RUNDSCHAU 58 (2011)Abb. 4:Phasenanteileim Mikrogefüge,berechnet mitThermoCalc(Raumtemperatur,Gleichgewicht)ErgebnisseMikrostruktur:Die im Gusszustand auftretenden Phasen in der Mikrostrukturwurden für die verwendeten Legierungen mittels TCC unter Annahmedes Gleichgewichtszustandes berechnet.Beachtenswertsind die Verschiebungen bei den Kupferphasen Al 2 Cu undAl 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 in Abhängigkeit vom Magnesiumgehalt. Mit steigendemMg-Gehalt wird anstelle der bei niedrigem Mg-Gehaltdominierenden Al 2 Cu-Phase das Magnesium verstärkt in derAl 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase gebunden. Der Anteil der intermetallischenMg 2 Si-Phase steigt nahezu linear mit dem Magnesiumgehalt,parallel dazu fällt der Anteil der Mg 2 Si-Phase durch Bildungder Al 5 Cu 2 Mg 8 Si 6 -Phase bei gemeinsamer Erhöhung desKupfer- und Magnesiumgehaltes. Der Anteil der eisenreichenAl 5 FeSi-Phase ist unabhängig von den Variationen im Magnesium-bzw. Kupfergehalt (Abb. 4).Die Untersuchungen der Mikrostruktur am REM bestätigendie nach den theoretischen Berechnungen mittels TCC erwartetenErgebnisse. Es wurden dabei je Legierung eine in Kokilleund eine in Sand gegossene Probe im REM untersucht. In Abb. 5ist das Ergebnis der Gefügebeurteilung beispielhaft für die LegierungAlSi7Mg0,6Cu0,5 ersichtlich. Basierend auf ca. 50 EDX-Analysen pro Schliffprobe kann gesagt werden, dass bei den inSandform gegossenen Proben der Anteil der Mg 2 Si-Phase infolgeder längeren Erstarrungszeit wesentlich höher ist.Abb. 5: REM, BSD-Modus, Rückstrahlelektronenbild, AlSi7Mg0,65Cu0,5F, (a) Kokillenguss, (b) SandgussBruchflächeMittels REM wurden dieBruchflächen von Warmrissprobenmit unterschiedlichausgebildetenRissen bzw. Brüchen untersucht.Im Detail wurdenvollständig gebrocheneStäbe und nach einermechanischen Rissöffnungauch Stäbe mitgut sichtbaren Rissenund solche mit Haarrissenbetrachtet. In Abb. 6sind die drei REM-Aufnahmenfür die verschiedenenRissklassen dargestellt.Die REM-Resultatezeigen, dass im unmittel-Abb. 6: REM-Bildervon Bruchflächen(a) Dendriten invollständig abgerissenemStab, GF=1,(b) Dendriten undEutektikum inProbe mit gut sichtbaremRiss, GF=0,5– mechanisch geöffnet,(c) Eutektikum inProbe mit Haarriss,GF=0,25 – mechanischgeöffnet53

GIESSEREI-RUNDSCHAU 58 (2011) HEFT 3/4baren Umgebungsbereich des Warmrisses das Gefüge kristallinausgebildet ist, da keine oder nur wenig eutektische Phase vorhandenist. Darüber hinaus ergaben detaillierte fraktographischeBetrachtungen, dass in der Bruchfläche keine Bifilme, die alsRissauslöser innerhalb der interdendritischen Restschmelzefungieren können, vorhanden sind.Terminal Freezing Range:Tabelle 2: TFR der verwendeten Legierungen,mit ThermoCalc berechnetIn Tabelle 2 sind dieErgebnisse für dieTFR für alle Legierungenzusammengefasst.Es ist offenkundig,dass der Kupfergehaltden dominierendenEinfluss gegenüberdem Magnesiumgehaltauf die TFR hat.Eine maximale TFRergibt sich demnachbei einem hohen Kupfergehaltund einemniedrigen Magnesiumgehalt.Infolgedessenbesitzt die LegierungAlSi7Mg0,1Cu0,5 diegrößte TFR (Abb. 7) und die Legierung AlSi7Mg0,6Cu0,05 diekleinste TFR (Abb. 8).Warmrissempfindlichkeitskoeffizienten:In Tabelle 3 sind die CSC von drei ausgewählten Legierungensowohl für Kokillen – als auch für Sandguss ersichtlich. Wie bereitsbei der TFR, überwiegt auch hier der Einfluss von Kupfer.Tabelle 3:CSC von ausgewähltenLegierungenin AbhängigkeitvomGießverfahrenEin hoher Kupfergehalt kombiniert mit einem geringen Magnesiumgehaltzieht den größten CSC nach sich. Die Ergebnisse zeigenweiters, dass der CSC im Sandguss wesentlich niedriger istals im Kokillenguss. Die Ursache hierfür sind die längereErstarrungszeit im Sandguss und der höhere Anteil an vor handenemEutektikum. Dadurch ist genug Zeit (t R ) vorhanden, ummögliche Ausheilungsprozesse für Anrisse in Gang zu setzen.Warmrissempfindlichkeit:Zur Ermittlung der Warmrissempfindlichkeit wurden je Legierungfünf Proben mit je sechs Stäben im Kokillen- und im Sandgießverfahrenabgegossen. Anhand dieser 300 Proben wurde dieWarmrisszahl berechnet und daraus die Warmrissempfindlichkeitnach Tabelle 1 bewertet. Auch bei den praktischen Versuchenzeigte sich derselbe Trend wie zuvor bei der TFR und demCSC. Ein hoher Kupfergehalt führt ebenso wie ein niedrigerMagnesiumgehalt zu einer erhöhten Warmrissempfindlichkeit.Die höchste Warmrissempfindlichkeit entsteht demnach bei Legierungen,die diese beiden Extremwerte aufweisen. Im Sandgussbesteht für keine der fünf Legierungen die Gefahr vonWarmrissen. In Abb. 9 sieht man die hohe Übereinstimmungzwischen den theoretischen Berechnungen der TFR und den Ergebnissenaus den praktischen Versuchen.Abb. 7: TTC, Berechnung der TFR 45°C, AlSi7Mg0,1Cu0,5Abb. 8: TTC, Berechnung der TFR 4°C, AlSi7Mg0,6Cu0,0554

HEFT 3/4 GIESSEREI-RUNDSCHAU 58 (2011)in der Legierung eine Verarmung an Eutektikum(Mg 2 Si und AlSiMg), was zu einer vermindertenMikrospeisung der Hauptanteileder eutektischen Phasen führt und sich somitnegativ auswirkt.Die in Sand abgegossenen Proben habengegenüber jenen aus der Kokille generell einedeutlich niedrigere Warmrissempfindlichkeit.Obwohl die Korngröße bei den Sandgussprobenin Folge der längeren Erstarrungszeitgrößer ist, werden vermehrt magnesiumhaltigePhasen im Eutektikum ausgeschiedenund so die Warmrissanfälligkeitreduziert. Darüber hinaus nimmt die weichereSandform einen Teil der Schrumpfungsspannungenauf.Die vorliegende Arbeit zeigt die Möglichkeitenauf, zukünftig bei der Entwicklungneuer Legierungen mit verbesserten mechanischenund/oder Korrosionseigenschaftenbereits im frühen Entwicklungsstadium technologischeEigenschaften zu simulieren. Diebereits seit geraumer Zeit etablierten Formfüllungs-und Erstarrungssimulationen unddie Methode der Finiten Elemente können soum ein weiteres Werkzeug ergänzt werden.Die ThermoCalc-Methode ist ein probates Instrumentzur Vorhersage der Warmrissnei-Abb. 9: Zusammenhang zwischen den theoretischen Berechnungen (TFR) und den praktisch ermitteltentechnologischen Eigenschaften (WRE) für die fünf verwendeten Legierungsvariantengung von Legierungen. Dadurch können früherKnock-Out Kriterien in der Legierungsentwicklungerkannt und durch die Modifikation der Legierungam Computer Ent wicklungskosten gespart werden. Auf aufwändigeexperimentelle Versuche kann damit im Vorfeld verzichtet,erst an der fertigen Legierung müssen die technologischenEigenschaften nachgewiesen werden. Vorversuche zeigten,dass man die beschriebenen Methoden auch auf Magnesium-undZinkbasislegierungen sowie auf andere Aluminiumgusslegierungenanwenden kann.Tabelle 4: Warmrisszahl und Warmrissempfindlichkeit der untersuchtenLegierungenDiskussionIn der Arbeit wurde ein kurzer Überblick über Einflussfaktorenund Zusammenhänge bei der Bildung von Warmrissen gegeben.Fünf Varianten der Basislegierung AlSi7MgCu mit variierendenKupfer- und Magnesiumgehalten wurden theoretisch und praktischauf ihre Warmrissanfälligkeit untersucht.Im Gegensatz zu den Betrachtungen von D.G. Eskin et. al. [4]bei Strangguss zeigen in diesem Fall alle durchgeführten Untersuchungendenselben Trend. Für AlSi7MgCu-Gusslegierungenmit üblichen Korngrößen gibt es eine ausgezeichnete Korrelationzwischen den theoretischen Modellen und den praktischenVersuchen. Der Kupfergehalt ist demnach der dominierendeEinflussfaktor auf die Warmrissanfälligkeit bei AlSi7MgCu-Legierungen.Ein hoher Kupfergehalt führt zu einer großen TerminalFreezing Range, einer hohen Warmrisszahl und einem hohenWarmrissempfindlichkeitskoeffizienten. Beim Magnesiumgehaltist der Trend genau gegenläufig, d. h. bei niedrigem Magnesiumgehaltsteigen Terminal Freezing Range, Warmrisszahlund Warmrissempfindlichkeitskoeffizient. Die höchste Warmrissempfindlichkeitergibt sich somit für Legierungen mit einemniedrigen Magnesiumgehalt und einem hohen Kupfergehalt.Die mittels ThermoCalc theoretisch berechneten Phasen wurdenbei den Untersuchungen am Rasterelektronenmikroskop bestätigt.Bei einem höheren Kupfergehalt scheiden sich die intermetallischenKupferphasen Al 2 CuMg, Al 5 Cu 2 Si 6 Mg 8 und Al 2 Cuwährend der Erstarrung aus. Diese Ausscheidungen bewirkenDanksagungDie Autoren danken der Österreichischen Forschungsförderungsgesellschaft(FFG) für die finanzielle Unterstützung diesesProjekts.Literatur[1] F. Matsuda, K. Nakata, K. Tsukamoto, S. Johgan, “Combined Effectof Current Pulsation and Zr Addition on Improvement of SolidificationCracking of Al-Zn-Mg Alloy Weld Metal,” Transactions ofJWRI, 14, No. 2 (1985), 99–104.[2] F. Matsuda, K. Nakata, and Y. Shimokusu, „Effect of Additional Elementon Weld Solidification Crack Susceptibility of Al-Zn-Mg“,Transactions of JWRI, 12, No. 1 (1983), 81–87.[3] G.L. Petrov, A.G. Makarov, “The sensitivity of Al-Zn-Mg Alloy toHot Cracking During Welding,”AvtomaticheskayaSvarka, No. 9(1961), 18.[4] D.G. Eskin, L. Katgerman, “A Quest for a New Hot Tearing Crite -rion,” Metallurgical and Materials Transactions A, 38 (2007),1511–1514.[5] E.Cical , G. Duffet, H. Andrzejewski, D. Grevey and S. Ignat, “Hotcracking in Al-Mg-Si alloy laser welding – operating parametersand their effects,“ Materials Science and Engineering A, 395 (2005),1–9.[6] E. Schubert, M. Klassen, J. Skupin, G. Sepold, “Effect of filler wireon process stability in laser beam welding of aluminium-alloys,”Proceedings of the 6th International Conference on CISFFEL, Toulon,France (1998), 195–203.[7] T.W. Clyne, G.J. Davies,”The influence of composition on solidificationcracking susceptibility in binary alloy systems,” The BritishFoundryman, 74 (1981), 65–73.[8] E. Brunhuber, Giesserei-Lexikon (Berlin: Schiele & Schön, 14. Auflage,1988), 1100–1102.[9] A.A. Gokhale, “Solidification Cracking: A Review,” Transaction ofthe Indian Institute of Metals, 39 (1986), 153–164.55

GIESSEREI-RUNDSCHAU 58 (2011) HEFT 3/4[10] M.B. Djurdjevic, R. SchmidFetzer, “Thermodynamic calculation asa tool for thixoforming alloy and process development”, MaterialScience and Engineering A, 417 (2006), 24–33.[11] S. Lin, “A study of hot tearing in wrought aluminum alloys” (Ph.D.thesis, University of Quebec, 1999), 7–68, 69–90.[12] H.F. Bishop, C.G. Ackerlind, W.S. Pellini, “Investigation of metallurgicaland mechanical effects in the development of hot tearing”,Trans. AFS, 65, 1957, 247-258.[13] D.C.G. Lees, “The Hot Tearing Tendencies of Aluminium CastingAlloys,” The Journal of the Institute of Metals, 72 (1946), 343.[14] J.A. Spittle, A.A. Cushway, „Influences of superheat on grainstructure on hot-tearing susceptibilities of Al-Cu alloy castings,”Metals Technology, 10 (1983), S. 6–13.[15] J.A. Dantzig, M. Rappaz, Solidification (Lausanne: EPFL Press, CRCPress, 2009), 519–565.[16] T.W. Clyne, G.J. Davies, “Comparison between experimental dataand theoretical predictions relating to dependence of solidificationcracking on composition,” Proceedings of the Conference onSolidification and Casting of Metals, Metals Society, London(1979), 274–278.[17] L. Katgerman, “A Mathematical Model for Hot Cracking of AluminumAlloys During D.C.Casting,” Journal of Metals (1982), 46–49.[18] U. Feurer, “Mathematisches Modell der Warmrissneigung von binärenAluminium Legierungen,“ Giesserei Forschung, 28 (1976),75–80.[19] M. Rappaz, J.M. Drezet, M. Gremaud, „A New Hot-Tearing Crite -rion,“ Metallurgical and Materials Transactions A, 30A (1999),449–455.[20] B. Lenczowski, H. Koch, K. Eigenfeld, „Neue Entwicklungen aufdem Gebiet der warmfesten Aluminium-Gusswerkstoffe,“ Gießerei,8 (2004), 32–38.[21] A. Franke, „Design of new high-performance aluminum casting alloys“(Ph.D. thesis, University of Leoben, 2006), 50–61.[22] C. Kneissl, T. Pabel, G. Dambauer, P. Schumacher, „Formenkonzeptund Ergebnisse gießtechnologischer Versuche zur Legierungsentwicklungim Niederdruckkokillenguss,“ Giesserei-Rundschau, 56(2009), 120–125.Kontaktadressen:Dipl.-Ing. Dr. Thomas Pabel und Dipl.-Ing. Christian KneißlÖsterreichisches Gießerei-InstitutA-8700 Leoben, Parkstraße 21Tel.: +43 (0)3842 43 101 0, Fax: 43 101 1E-Mail: office@ogi.at, www.ogi.atDipl.-Ing. Salar Bozorgi, Dipl.-Ing.Katharina Haberl undUniv.-Prof. Dipl.-Ing. Dr. Peter SchumacherLehrstuhl für Gießereikunde, Montanuniversität LeobenA-8700 Leoben, Franz-Josef-Straße 18Tel.: +43 (0)3842 402 3300, E-Mail: giesskd@unileoben.ac.athttp://institute.unileoben.ac.at/giessereikundeDas Österreichische Gießerei-Institut ÖGI wirdvon 28. Juni bis 2. Juli auf derGIFA 2011 in Düsseldorfin Halle 7 Stand 70C20 vertreten sein.5. Landshuter Leichtbau-Colloquiummit RekordbeteiligungEine Rekordbeteiligung verzeichnete das 5. Landshuter Leichtbau-Colloquium,das am 23. und 24. Februar 2011 an der Hochschule Landshut stattfand. Den rund 270 Teilnehmernwurden unterschiedlichste Lösungsansätze zur Gewichtsreduzierung im Fahrzeug- und Flugzeugbausowie bei Elektrofahrzeugen und im Maschinenbau vorgestellt.Das Leichtbau-Colloquium stand in diesem Jahr unter dem Motto: Leichtbauund nachhaltige Mobilität. Dazu bot die Veranstaltung während der zwei Tage45 Vorträge in drei Parallelsessions. Diese gliederten sich in die BereicheLeichtbauwerkstoffe, Leichtbau im Automobil und Nutzfahrzeug, Leichtbaukonstruktion,Leichtbau im Elektrofahrzeug, Fertigung Faserkunststoffverbündeund -strukturen, Magnesium, Zellulare Werkstoffe, Numerische Optimierung,Hybride Strukturen, Bauweisen in der Luftfahrt, Nachhaltige Mobilität,Fügen, Kleben und Verbinden sowie Ressourceneffizienz und Lebenszyklusanalyse.Themen, die bei Entwicklern und Ingenieuren aus unterschiedlichstenIndustriezweigen auf sehr großes Interesse stießen. Denn mit 270 Teilnehmernwar das diesjährige Colloquium, das zu den renommiertesten Veranstaltungenzum Leichtbau im deutschsprachigen Raum zählt, so gut besucht wienie zuvor.Eine Rekordbeteiligung verzeichnete auch die angegliederte Fachausstellung. 23 Unternehmen und Institutionen nutztendie Gelegenheit, die Teilnehmer über neue Entwicklungen in den Bereichen Leichtbautechnologien, Werkstoffe, Konstruktionen,und Fertigungstechnologien zu informieren.Veranstalter des Leichtbau-Colloquiums ist der Leichtbau-Cluster Landshut, ein technologie- und branchenübergreifendesNetzwerk von Unternehmen, Forschungsinstitutionen und Dienstleistern.Das nächste Landshuter Leichtbau-Colloquium findet im Februar 2013 statt.Weitere Informationen über den Landshuter Leichtbau-Cluster sowie das Leichtbau-Colloquium 2011 sind im Internet unterwww.leichtbau-cluster.de zu finden.Kontaktadresse:Leichtbau-Cluster, Hochschule Landshut, D-84036 Landshut, Am Lurzenhof 1z.H. Marc Bicker, Tel.:+49 (0)871 506134, E-Mail: bicker@leichtbau-cluster.de, www.leichtbau-cluster.de56