Ausscheidung
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1 Einführung<br />
reine Metalle i.a. sehr weich für praktischen Einsatz nur bedingt geeignet<br />
verschiedene Möglichkeiten der Festigkeitssteigerung<br />
eine Möglichkeit = Festigkeitssteigerung durch Teilchen<br />
technische Eigenschaften, die damit beeinflusst werden:<br />
•mechanische Festigkeit<br />
•Kriechbeständigkeit<br />
•elektrische / magnetische Eigenschaften<br />
Bildung der Teilchen<br />
Dispersion<br />
<strong>Ausscheidung</strong><br />
Institut für Metallkunde 1
Definition <strong>Ausscheidung</strong>:<br />
<strong>Ausscheidung</strong>en sind sekundäre Phasen im Werkstoff, die sich als Folge einer<br />
abnehmenden Löslichkeit einer Komponente mit fallender Temperatur bilden.<br />
Gefüge<br />
Al 2<br />
Cu-Teilchen<br />
im Korninneren<br />
Sekundärzementit an<br />
Korngrenzen (Fe-<br />
1,27%C)<br />
eutektische Reaktion<br />
<strong>Ausscheidung</strong><br />
<strong>Ausscheidung</strong><br />
Institut für Metallkunde 2
Institut für Metallkunde 3
Voraussetzungen für die Entstehung von <strong>Ausscheidung</strong>en:<br />
•Es muss eine Legierung vorhanden sein.<br />
•beschränkte Löslichkeit mindestens einer Komponente im festen Zustand<br />
•Löslichkeit muss mit fallender Temperatur abnehmen.<br />
Bildung von <strong>Ausscheidung</strong>en<br />
erwünscht:<br />
Festigkeitssteigerung von Werkstoffen bei RT und bei höheren T<br />
Stahl: Karbid- oder Nitridbildung u.ä. im Volumen oder Oberfläche<br />
Ni-Basis-Superlegierungen: Teilchenhärtung<br />
NE-Werkstoffe: Auscheidungshärtung / Auslagerung<br />
unerwünscht:<br />
Alterung, d.h. Eigenschaftsänderung mit der Zeit<br />
z.B. N, H in weichen Stählen Versprödung<br />
Institut für Metallkunde 4
Erhöhen der mechanischen Festigkeit = Prozess des <strong>Ausscheidung</strong>shärtens<br />
Definition <strong>Ausscheidung</strong>shärtung:<br />
<strong>Ausscheidung</strong> einer zweiten Phase nach<br />
vorangegangenem Lösungsglühen bzw. aus einer<br />
homogenen Phase, wobei sich Härte bzw. Fließgrenze<br />
mit wachsender Zeit t und bei konstanter Temperatur T<br />
ändern.<br />
HV<br />
t optimal<br />
t<br />
technologischer Ablauf bei<br />
vorangehenden Lösungsglühen:<br />
Auslagern – T und t hängt ab<br />
vom Legierungssystem<br />
gewünschter <strong>Ausscheidung</strong>szustand<br />
Institut für Metallkunde 5
<strong>Ausscheidung</strong>en unterscheiden sich von der Matrix<br />
•nur in der Zusammensetzung<br />
•in der Zusammensetzung und der Struktur<br />
•in der Dichte<br />
•in den mechanischen Eigenschaften<br />
Grenzfläche zur Matrix<br />
kohärent<br />
teilkohärent<br />
inkohärent<br />
GP-Zonen in Al-Ag oder Al-Cu oder Cu-Co<br />
Θ‘-Phase in Al-Cu, γ‘ in Al-Ag, α‘‘-Nitrid in Fe-N,<br />
ε-Karbid in Fe-C<br />
Θ-Phase in Al-Cu, γ‘-Nitrid und CrN in Fe-Leg.<br />
Institut für Metallkunde 6
Grenzflächen Matrix - <strong>Ausscheidung</strong><br />
a) kohärent<br />
•gleicher Gittertyp in Matrix und <strong>Ausscheidung</strong><br />
•Orientierungsbeziehungen bestehen<br />
•Ausgleich geringer Abweichung in den<br />
Gitterparametern über elastische Verzerrungen<br />
--> Kohärenzspannungen<br />
meist bei Anfangsstadien der <strong>Ausscheidung</strong><br />
Institut für Metallkunde 7
) teilkohärent<br />
•Einbau von Versetzungen an der<br />
Phasengrenzfläche<br />
Ursache:<br />
•wachsende Kohärenzspannungen können nicht<br />
über elastische Verzerrung ausgeglichen werden<br />
--> Einbau von Versetzungen (ähnlich<br />
Kleinwinkelkorngrenze)<br />
oder<br />
eine Grenzfläche ist kohärent und andere teiloder<br />
inkohärent<br />
•Orientierungsbeziehungen bestehen noch<br />
Institut für Metallkunde 8
c) inkohärent<br />
•Grenzfläche hat Struktur einer<br />
Großwinkelkorngrenze<br />
•keine Orientierungsbeziehungen<br />
Festigkeitssteigerung hängt ab:<br />
•Art der entstandenen Phasen,<br />
d.h. von ihren Eigenschaften z.B. Festigkeit, thermische Beständigkeit<br />
•Größe und Form<br />
•Verteilung (Korngrenze, Korninneres, Abstand)<br />
Institut für Metallkunde 9
Ausgangszustand = Mk, nach Überschreiten der Löslichkeitsgrenze - übersättigter Mk α‘<br />
Entmischung/ Zerfall<br />
kontinuierlich<br />
Konzentration ändert sich an der<br />
Phasengrenzfläche kontinuierlich<br />
α‘ →α+ β<br />
diskontinuierlich<br />
Konzentration ändert sich sprunghaft<br />
vollständig in α und β,<br />
umgewandelte Bereiche liegen<br />
neben übersättigtem Mk vor<br />
c B α‘<br />
c β<br />
B<br />
β<br />
c B α‘<br />
c β<br />
B<br />
β<br />
c 0<br />
B<br />
c 0<br />
B<br />
c α<br />
B<br />
α<br />
c α<br />
B<br />
α<br />
Erfassung des gesamten Volumens<br />
z:B. Nitridbildung, Al-Cu<br />
Beginn meist an KGr oder Vers.<br />
(inkohärente Grenzflächen)<br />
z.B. Perlitbildung, Cu-Ag<br />
Institut für Metallkunde 10
Ablauf der kontinuierlichen Entmischung<br />
Keimbildung und Wachstum<br />
spinodale Entmischung<br />
c B<br />
c B<br />
c<br />
B<br />
β<br />
c<br />
B<br />
0<br />
β<br />
c<br />
B<br />
β<br />
c<br />
B<br />
0<br />
β<br />
c α<br />
B<br />
c α<br />
B<br />
Keim hat ständig Zus.setzung c β<br />
B<br />
t<br />
Cluster ändert seine Zus.setzung<br />
t<br />
Endzustand gleich !<br />
Thermodynamische Bedingung entscheidet ob Keimbildung oder spinodale Entmischung<br />
auftritt.<br />
Institut für Metallkunde 11
2 Keimbildungs- und Wachstumsreaktionen<br />
2.1 Triebkraft für die Entmischung<br />
Festkörperreaktionen:<br />
strukturelle Änderung erfolgt bei T = const., p = const.<br />
∆G<br />
=<br />
G Ausgang<br />
− G End<br />
durch Änderung der freien Enthalpie G<br />
mit<br />
vom Ausgangs- zum Endzustand<br />
G<br />
=<br />
H<br />
−T<br />
⋅ S<br />
∆G<br />
= ∆H<br />
−<br />
T∆S<br />
H = Enthalpie<br />
T = abs. Temp.<br />
S = Entropie<br />
Institut für Metallkunde 12
T GG<br />
Institut für Metallkunde 13
Die treibende Kraft für den Zerfall ist eine Verringerung der freien Enthalpie bei<br />
einer bestimmten Temperatur:<br />
T = T GG<br />
:<br />
T < T GG<br />
:<br />
∆G = 0<br />
∆G < 0<br />
Gleichgewicht zwischen Matrix und <strong>Ausscheidung</strong><br />
Zustand der ausgeschiedenen Phase stabiler<br />
<strong>Ausscheidung</strong>sreaktion = Konzentrationsänderung über Diffusionsprozesse<br />
interessant: Verlauf von G = f(c)<br />
1. Ableitung ist grobe Näherung für das chemische Potential µ<br />
Gradient des chem. Potentials, d.h. 2. Ableitung von dG/dc entscheidet über Ablauf der<br />
Diffusion<br />
dG<br />
dc<br />
≈ µ<br />
d<br />
d<br />
2<br />
G<br />
c<br />
2<br />
><br />
0<br />
<strong>Ausscheidung</strong> über<br />
Keimbildung<br />
d<br />
d<br />
2<br />
G<br />
c<br />
2<br />
<<br />
0<br />
<strong>Ausscheidung</strong><br />
über spinodale<br />
Entmischung<br />
Institut für Metallkunde 14
2.2 Keimbildung<br />
Keimbildung im festen Zustand erfolgt analog zu Phasenübergängen flüssig - fest<br />
gasförmig - fest<br />
Übergang α‘ - β ist mit Volumenänderung verbunden - Volumenmisfit ∆V/V 0<br />
Beispiele für ∆V/V 0<br />
bei der Annahme starrer Teilchen:<br />
Fe 4<br />
N 0,16<br />
CrN 0,52<br />
Kristall setzt dem sich bildenden Keim beachtliche Spannung entgegen -<br />
Volumenänderung muss vom Werkstoff insgesamt aufgenommen werden:<br />
Matrix:<br />
Keim:<br />
Scherung<br />
Kompression<br />
tatsächliche ∆V/V 0<br />
für CrN = 20 -30 %<br />
Folge des ∆V/V 0<br />
:<br />
elastische Verzerrung des Matrixgitters um die <strong>Ausscheidung</strong><br />
Kohärenzspannungen treten auf<br />
Institut für Metallkunde 15
Keimbildung<br />
homogen<br />
<strong>Ausscheidung</strong> kann mit gleicher<br />
Wahrscheinlichkeit an allen Orten des<br />
übersättigten Mischkristalls stattfinden<br />
heterogen<br />
Keimbildung findet an energetisch<br />
günstigen Stellen statt<br />
z.B. an Versetzungen, inneren<br />
Grenzflächen<br />
in realen Festkörpern bevorzugt<br />
unterschiedliche Energiebilanzen<br />
Institut für Metallkunde 16
homogene Keimbildung:<br />
Änderung der freien Enthalpie bei homogener Keimbildung<br />
∆G<br />
= −∆G<br />
Umwandlung<br />
+ ∆G<br />
Oberfläche<br />
+<br />
∆G<br />
Verzerrung<br />
Annahme: Keim = starre Kugel<br />
∆G<br />
=<br />
4<br />
π r<br />
3<br />
3<br />
( − ∆gV + ∆g<br />
el<br />
) +<br />
4π<br />
r<br />
2<br />
γ αβ<br />
r: Radius eines kugelförmigen Keims<br />
∆g V<br />
: Änderung der spezifischen freien Enthalpie (d.h. pro Volumeneinheit) beim<br />
Übergang vom übersättigten MK in den <strong>Ausscheidung</strong>szustand<br />
Diese Energie wird frei Triebkraft!<br />
∆g el<br />
: spezifische elastische Verzerrungsenergie; muss aufgebracht werden<br />
γ αβ<br />
: spezifische (d.h. pro Flächeneninheit) Grenzflächenenergie zwischen Matrix α<br />
und Teilchen β<br />
Institut für Metallkunde 17
grafische Darstellung von ∆G:<br />
r* = kritischer Keimradius<br />
Änderung der freien Enthalpie ∆G<br />
∆G<br />
4 3<br />
= − π r<br />
3<br />
∆G = 4π r<br />
2 γ αβ<br />
( ∆g V<br />
− ∆g el<br />
)<br />
r < r*: instabile Keime<br />
r > r*: stabile Keime<br />
2γ<br />
r*<br />
=<br />
∆g V<br />
+ ∆g el<br />
∆G* = Keimbildungsarbeit<br />
3<br />
16 γ<br />
∆G*<br />
= π<br />
3 ( ∆g V<br />
+ ∆g el<br />
)<br />
2<br />
Institut für Metallkunde 18
Abschätzen der einzelnen Glieder der Energiebilanz:<br />
∆G<br />
= −∆G<br />
Umwandlung<br />
+ ∆G<br />
Oberfläche<br />
+<br />
∆G<br />
Verzerrung<br />
Institut für Metallkunde 19
∆G<br />
= − π ∆<br />
3<br />
Umwandlung<br />
g V<br />
4 ∆g V = f(T)<br />
∆g<br />
V<br />
=<br />
∆H<br />
∆T<br />
⋅<br />
T<br />
GG<br />
Die Triebkraft für den Phasenübergang wächst mit zunehmender ∆T = T-T GG<br />
.<br />
wegen<br />
∆G<br />
*<br />
=<br />
const.<br />
⋅<br />
3<br />
γ<br />
∆T<br />
2<br />
sind kleinere Keime wachstumsfähig<br />
Keimbildungshäufigkeit J steigt<br />
Institut für Metallkunde 20
∆<br />
G Verzerrung<br />
E 2<br />
= ⋅δ<br />
Φ<br />
1−ν<br />
δ: Parameter für den Volumen-Misfit<br />
Φ: Formfaktor<br />
Die Verzerrung wird geringer<br />
mit<br />
•geringem Volumen-Misfit<br />
•kleinem Formfaktor.<br />
Die Verzerrungsenergie ist am geringsten,<br />
wenn eine Scheibe so dünn wie möglich<br />
vorliegt!<br />
Plättchenförmige <strong>Ausscheidung</strong>en bilden<br />
sich auf Ebenen, bei denen der E-Modul<br />
senkrecht dazu den geringsten Wert hat.<br />
Institut für Metallkunde 21
∆G Oberfläche<br />
= f (γ)<br />
die Grenzflächenenergie γ steigt mit zunehmender Versetzungsdichte in der<br />
Grenzfläche :<br />
γ kohärent<br />
< γ teilkohärent<br />
< γ inkohärent<br />
10 bis 30 mJm -2 100 bis 1000 mJm -2<br />
Die geringste Oberflächenenergie wird bei kohärenten <strong>Ausscheidung</strong> mit<br />
Orientierungsbeziehungen zur Matrix benötigt.<br />
heterogene Keimbildung Nutzung bereits vorhandener Oberflächen,<br />
z.B. an Korn-, Phasengrenzen, Versetzungen, Stapelfehler, Zwillinge γ geringer!<br />
∆G<br />
* >> ∆G<br />
homogen<br />
* heterogen<br />
Institut für Metallkunde 22
Zusammenfassung - Keimbildung:<br />
Die Keimbildungshäufigkeit steigt rasch mit wachsender Unterkühlung an und geht<br />
über ein Maximum.<br />
Die Keimbildung metastabiler Phasen ist begünstigt, wenn γ zwischen Matrix und<br />
<strong>Ausscheidung</strong> niedrig ist.<br />
Zwischen Keim und Matrix treten Orientierungsbeziehungen auf, die an kleine γ<br />
gebunden sind.<br />
Heterogene Keimbildung an Defekten ist die Regel.<br />
Homogene Keimbildung wird nur beobachtet<br />
bei sehr großen chemischen Triebkräften ∆g V<br />
,<br />
wobei plättchenförmige <strong>Ausscheidung</strong>en bevorzugt sind<br />
z.B. innere Oxidation, Nitrierung (γ‘-Fe 4<br />
N in α-Fe, CrN in legierten Stählen)<br />
bei sehr gut kohärenten Grenzflächen<br />
z.B. GP-Zonen in Al-Cu, kub. AlN beim Nitrieren Al-legierter Stähle<br />
Institut für Metallkunde 23
2.3 Wachstum von <strong>Ausscheidung</strong>en<br />
Wachstum eines Keimes β in der an B-Atomen übersättigten Matrix 2 Prozesse:<br />
•Diffusion von B-Atomen zur Phasengrenzfläche Keim – Matrix<br />
•Einbau der B-Atome<br />
Wachstum wird vom langsameren Prozess bestimmt i.a. Diffusion<br />
‣In der Umgebung des Teilchens baut sich ein Konzentrationsgradient auf.<br />
‣Mit t ↑ nimmt Konzentration in der Umgebung ab!<br />
⎛ dc<br />
⎜<br />
⎝ dx<br />
⎞<br />
⎟<br />
⎠<br />
x=<br />
x 0<br />
⎛ dc ⎞<br />
⎜ ⎟<br />
⎝ dx ⎠<br />
> ><br />
x=<br />
x 1<br />
⎛ dc<br />
⎜<br />
⎝ dx<br />
⎞<br />
⎟<br />
⎠<br />
x=<br />
x 2<br />
t 0<br />
< t 1<br />
< t 2<br />
Institut für Metallkunde 24
Wachstumsgesetz:<br />
x<br />
=<br />
Φ<br />
2<br />
D<br />
B<br />
t<br />
x: Dicke des Teilchens (1 Dimension)<br />
Φ: Formfaktor<br />
D B : chem. Diffusionskoeffizient von B in α<br />
t: Zeit<br />
√t-Gesetz nur gültig, wenn sich Diffusionfelder nicht überlagern!<br />
Volumen der wachsenden Phase V β<br />
nimmt zu mit<br />
m<br />
V ~ t<br />
β<br />
Exponent m = f (Teilchenform)<br />
Kugel: ∆x = ∆y = ∆z ~ √t<br />
V~ r 3 (√t) 3<br />
m = 3/2<br />
Stäbchen: ∆x ~ t, ∆y = ∆z ~ √t<br />
m = 2<br />
Scheibe: ∆x ~ √t, ∆y = ∆z ~ t<br />
m = 5/2<br />
Institut für Metallkunde 25
2.4 Ostwald –Reifung / Koaleszenz<br />
vollständige <strong>Ausscheidung</strong> von β GG-<br />
Konzentration in der Matrix<br />
aber: Bestreben nach Verringerung der<br />
Phasengrenzflächenenergie pro<br />
Volumeneinheit<br />
außerdem: Konzentration von B-Atomen ist<br />
in der Umgebung kleiner β-Teilchen größer<br />
Konzentrationsausgleich wird angestrebt<br />
kleines Teilchen löst sich auf<br />
Auflösung erfolgt umso schneller<br />
‣ je kleiner r<br />
‣ je höher T<br />
Institut für Metallkunde 26
mit zunehmender Zeit<br />
Max. der <strong>Ausscheidung</strong><br />
Teilchengröße ↑<br />
Teilchenabstand ↑<br />
Überalterung<br />
Folge:<br />
Festigkeit ↓<br />
Institut für Metallkunde 27
Zusammenfassung - Teilchenwachstum:<br />
Die Entstehung der 2. Phase ist eine dynamische Entwicklung, d.h. Keimbildung,<br />
Wachstum und Koaleszenz finden gleichzeitig statt.<br />
Optimierung der Wärmebehandlung, um einen möglichst hohen Effekt zu erreichen.<br />
Institut für Metallkunde 28