Wasser

Protokoll zum
Praktikumsversuch KFP3.1
Gießen – Technologie
Druckgießen
Mittwoch, 19. Dezember 2007
Gruppe 2
Clemens Freiberger clem.frei@gmx.de
Burkhard Fuchs Burkhard-Fuchs@web.de
Simon Opel simon.opel@gmx.de
Dominik Voggenreiter d.vgt@gmx.net

Inhalt
1 Einleitung ............................................................................................... 3
2 Literaturrecherche................................................................................. 3
2.1 Intermetallische Phase in EN AC-AlSi9Cu3(Fe) .................................... 3
2.2 Kann es bei der Wärmebehandlung 500 °C 4 h zu Rekristallisation
kommen? 4
3 Versuchsdurchführung........................................................................... 5
3.1 Tauchwägung ......................................................................................... 5
3.2 Zugversuch............................................................................................. 5
3.3 Schliffpräparation .................................................................................. 5
4 Ergebnisse und Diskussion .................................................................... 6
4.1 Auftriebswägung .................................................................................... 6
4.2 Zugversuch............................................................................................. 7
4.3 Metallogaphie....................................................................................... 11
5 Quellen ................................................................................................. 15
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1 Einleitung
Der Druckguss ist als Verfahren zur endkonturnahen Massenfertigung von
Bauteilen aufgrund seiner hohen Ausstoßrate sehr weit verbreitet. So werden
heutzutage Kurbelgehäuse, Getriebegehäuse und eine Vielzahl von kleinen
Bauteilen im Druckguss hergestellt. Die am weitesten verbreitete Legierung für
den Druckguss ist die EN AC-AlSi9Cu3(Fe). Diese zeichnet sich durch eine sehr
gute Gießbarkeit, sehr gute Zerspanbarkeit und akzeptabler Warmfestigkeit
aus. Ziel dieses Versuches ist es, das Gefüge und die Porosität nach dem
Druckguss zu näher kennenzulernen.
2 Literaturrecherche
2.1 Intermetallische Phase in EN AC-AlSi9Cu3(Fe)
Nach En 1706:1998 besitzt die Legierung EN AC-AlSi9Cu3(Fe) folgende
Zusammensetzung (Tabelle 1):
Si Fe Cu Mn Mg Cr
8,0 – 11,0 max. 1,3 2,0 – 4,0 max. 0,55 0,05 – 0,55 max. 0,15
Ni Zn Pb Sn Ti Al
max. 0,55 max. 1,2 max. 0,35 max. 0,25 max. 0,25 Rest
Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung in Masse-%
Die hohen Toleranzfelder die diese Zusammensetzung zulässt erzeugen somit
auch eine größere Anzahl an möglichen intermetallischen Phasen.
Zwar wird bei dieser Legierung auch von Phasen wie Mg 2Si, Al 4Cu 2Mg 8Si 5,
Al 2CuMg, Al 15(Fe, Mn) 3Si 2 oder Al 5FeSi berichtet ( [1] bis [4]), die wichtigste
davon ist allerdings Al 2Cu. Vorstadien deren erstarren beim Abkühlen der
Schmelze – betrachtet man das ternäre System Al-Si-Cu – bei Erreichen des
eutektischen Punktes. Dies gilt jedoch nur für unendlich langsames Abkühlen.
Beim Druckgießen entsteht aufgrund der schnellen Abkühlung ein übersättigter
Mischkristall, da die maximale Löslichkeit von 5,65 Masse-% Cu im
Aluminiummischkristall bei 548 °C (Al-Cu-Eutektikum) auf 1,5 Masse-% bei 400
°C absinkt und die Cu-Atome nicht ausreichend Zeit zum Diffundieren haben.
Aus diesem Grund ist der Mischkristall bestrebt, das Ungleichgewicht
auszugleichen, weshalb eine Gleichgewichtsphase entsteht. Die Geschwindigkeit
- 3 -

dieses Entmischungs-Prozesses ist stark von der Temperatur abhängig. Bei
hohen Temperaturen (Warmauslagerung) ist er vergleichsweise schnell, bei
Raumtemperatur (Kaltauslagerung) findet er jedoch – wenn auch langsamer –
auch statt. Es kann davon ausgegangen werden, dass bei niedrigen
Temperaturen es viele kleine, fein verteilte kohärente Ausscheidungen (Guinier-
Preston-Phasen) gibt, bei hohen eher wenige, grobe, inkohärente (Al 2Cu) [5].
Daraus lässt sich schließen, dass in einem Druckgussgefüge kein bis wenig
Al 2Cu gefunden wird, da dieses beim Erstarren der Schmelze nicht die Zeit
besitzt sich auszubilden. Wird aber ein Bauteil langsam abgekühlt,
warmausgelagert, so besteht eine recht hohe Wahrscheinlichkeit, dass sich
Al 2Cu bildet.
2.2 Kann es bei der Wärmebehandlung 500 °C 4 h zu
Rekristallisation kommen?
Damit Rekristallisation stattfinden kann, sind folgende Bedingungen Notwendig:
• Der kritische Verformungsgrad (je nach Material mind. 1 bis 5 %) des
Werkstoffs muss überschritten worden sein
• Die minimale Rekristallisationstemperatur muss überschritten worden
sein
Typischerweise setzt die Rekristallisation bei etwa 0,4 T m ein, kann jedoch durch
hohe Verformungsgrade gesenkt werden. Ebenso können entsprechend lange
Glühdauern ebenfalls dazu führen, dass Rekristallisation schon bei niedrigeren
Temperaturen einsetzt (nach [6] und [7] ).
Die im Versuch benutzte Legierung besitzt einen Schmelzbereich von 520 bis
590 °C [8]. Nimmt man vom unteren Ende dieses Bereiches 0,4 T m, so liegt man
bei 208 °C als kritische Rekristallisationstemperatur. Somit kann es bei einer
Wärmebehandlung von 500 °C und 4 h zu Rekristallisation kommen.
- 4 -

3 Versuchsdurchführung
3.1 Tauchwägung
Für den Versuch stehen 10 Proben in Form von Zugstäben zur Verfügung.
Davon liegen 5 Proben im unbehandelten Zustand vor und 5 Proben werden bei
einer Temperatur von 500°C 4h wärmebehandelt und an Luft abgekühlt.
Anschließend wird eine Dichte- und Porengehaltsbestimmung mittels
Tauchwägung durchgeführt. Dabei wird das Gewicht aller Proben an Luft und in
Wasser bestimmt.
Die Dichte der Probe lässt sich über folgende Gleichung berechnen:
m
ρ Pr obe =
∗
( m − m )
Luft [ ] ρWasser
Luft
Mit Hilfe der berechneten Dichtewerte der Proben lässt sich die Porosität
berechnen:
- 5 -
Wasser
Porosität = 1- ρ Me
Die Dichte von AlSi9Cu3 beträgt nach [9] 2,76 g/cm 2 .
3.2 Zugversuch
ρ Me = ρ Pr obe
ρ AlSi9Cu3
Zu Beginn der Zugprüfung wird der Probenquerschnitt ausgemessen und am
Computer der Zugprüfmaschine eingegeben. Die Zugversuche werden an der
Zugprüfmaschine Retrofit 100kN durchgeführt. Nach dem Bruch der Probe
stoppt die Maschine automatisch den Versuch und die nächste Probe kann
eingebaut werden
3.3 Schliffpräparation
Für die Gefügeanalyse werden jeweils drei Proben (siehe Abb.1) aus einer
unbehandelten und einer wärmebehandelten Zugprobe entnommen.

Anguss
Probe 1 Probe 2 Probe 3
Abbildung 1: Probennahme an den Zugproben
Die entnommenen Proben werden zu Beginn eingebettet. Anschließend werden
die Proben, beginnend mit einer Körnung von 320, bis zu einer Körnung von
4000 geschliffen. Poliert wird mit Diamantpartikeln der Größe 3µm und im
Anschluss mit OPU ätzpoliert. Um das Gefüge des Materials zu erkennen ist der
letzte Schritt eine Ätzung mit einer 10%igen NaOH Lauge. Anschließend werden
die Schliffe im Lichtmikroskop betrachtet und Gefügeaufnahmen gemacht.
4 Ergebnisse und Diskussion
4.1 Auftriebswägung
In Tabelle 2 sind die Ergebnisse der Auftriebswägung sowie die daraus
errechneten Werte von Dichte und Porosität aufgeführt.
Tabelle 2: Ergebnisse der Auftriebswägung
Probe m, Luft [g] m, Wasser [g] Dichte ρ, [g/cm^3] Porosität
Mittelwert Standardabweichung
1−ρ/ρ,Alu
WB1 35,000 20,600 2,431 0,119 0,144 0,083
WB2 37,100 22,400 2,524 0,086
WB3 28,000 13,400 1,918 0,305
WB4 35,500 20,700 2,399 0,131
WB5 36,300 22,000 2,538 0,080
1 35,200 21,200 2,514 0,089 0,142 0,083
2 30,200 16,600 2,221 0,195
3 37,100 23,100 2,650 0,040
4 34,100 20,200 2,453 0,111
5 27,400 13,700 2,000 0,275
Grundsätzlich haben die untersuchten Proben eine hohe Porosität im Bereich
von 4 bis 30 %. Es fällt auf, dass die Wärmebehandlung keinen erkennbaren
Einfluss auf die Porosität zeigt. Sowohl Tabelle 2 als auch Abbildung 1
verdeutlichen dies.
- 6 -

Porosität
0,350
0,300
0,250
0,200
0,150
0,100
0,050
Wärmebehandelt
Nicht wärmebehandelt
0,000
1 2 3 4 5
- 7 -
Probe
Abbildung 1: Porosität der untersuchten Proben
Die allgemein hohe Porosität ist bedingt durch das zugrunde liegende
Herstellungsverfahren. Im Druckguss werden die Gase aus der Umgebung
durch die hohen Schmelzegeschwindigkeiten und daraus resultierenden
Turbulenzen in die Schmelze eingeschlossen. Durch die Nachverdichtung unter
hohem Druck sind die Poren bei den druckgegossenen Proben
zusammengedrückt. Führt man nun die Wärmebehandlung durch dehnen sich
die eingeschlossenen Gase durch Herabsetzen der Streckgrenze und
Volumenzunahme der Gase im Innern aus und die Poren werden größer.
Dennoch stellt sich keine wahrnehmbare Erhöhung der Porosität durch die
Wärmebehandlung ein. Vielmehr ist die Streuung der Porosität innerhalb der
Reihe der Proben herstellungsbedingt derart hoch, dass keine Aussage über
einen eventuellen Einfluss der Wärmebehandlung auf die Porosität möglich ist.
4.2 Zugversuch
In Tabelle sind die in den Zugversuchen ermittelten Werte für Streckgrenze,
Zugfestigkeit, Bruchdehnung und gemessener Durchmesser aufgeführt.

Name Rp0,2[MPa] Rm[MPa]
Tabelle 3: Ergebnisse Zugversuch
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Bruch-
dehnung
A[%] D[mm]
W1 63 Mittelwert 179 Mittelwert 2,5 Mittelwert 6,3
W2 68 60 163 192,2 2,6 3,8 6,5
Standard-
Standard-
Standard-
W3 51 abweichung 135 abweichung 2,4 abweichung 6,3
W4 55 6 205 49 4,5 2 6,4
W5 63 279 7 6,2
1 77 Mittelwert 293 Mittelwert 5,4 Mittelwert 6,2
2 76 76,2 206 260,4 2,8 4,46 6,2
Standard-
Standard-
Standard-
3 73 abweichung 321 abweichung 4,8 abweichung 6,3
4 84 4 301 56 5,6 1 6,2
5 71 181 3,7 6,2
In Abbildung 2 sind die zugehörigen Spannungs-Dehnungskurven der
druckgegossenen und nicht wärmebehandelten Proben dargestellt. Abbildung 3
zeigt die Spannungs-Dehnungskurven für die druckgegossenen und
anschließend wärmebehandelten Proben.

Abbildung 2: Spannungs-Dehnungs-
Diagramme der druckgegossenen
Zugproben
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Abbildung 3: Spannungs-
Dehnungskurven der
druckgegossenen und
wärmebehandelten Zugproben

σ [MPa]
350
300
250
200
150
100
50
Rp0,2, WB
Rm, WB
Rp0,2
Rm
Bruchdehnung, WB
Bruchdehnung
0
0
0,000 0,050 0,100 0,150 0,200 0,250
Porosität
Abbildung 4: Darstellung der ermittelten Streckgrnzen, Zugfestigkeiten und
Bruchdehnungen der wärmebehandelten und nicht wärmebehandelten Proben
in Abhängigkeit der Porosität
Betrachtet man die ermittelten Streckgrenzen und Zugfestigkeiten in Beziehung
zu den ermittelten Porositäten ist festzuhalten, dass, ungeachtet der
stattgefundenen Wärmebehandlung, eine höhere Porosität immer eine
niedrigere Streckgrenze bzw. Zugfestigkeit zur Folge hat. Die höhere Porosität
hat einen geringeren effektiven tragenden Querschnitt zur Folge, was eine
Verringerung der Festigkeit zur Folge hat.
Zusätzlich fällt auf, dass bei gleicher Porosität die nicht wärmebehandelte Probe
höhere Werte für Streckgrenze und Zugfestigkeit aufweisen als die
wärmebehandelte Probe. Die in den druckgegossenen Proben vorliegende
feinere Verteilung der festigkeitssteigernden Phasen wird durch die
Wärmebehandlung vollständig zerstört. Die Wärmebehandlung liefert die
Aktivierung zur Zusammenlagerung der Ausscheidungen.
Setzt man allerdings Bruchdehnung und Porosität der Proben in Beziehung, fällt
auf, dass die wärmebehandelten Proben eine höhere Bruchdehnung aufweisen
als die nicht wärmebehandelten.
Im speziellen wird dies an den Proben 5 und WB3 mit hoher und den Proben 3
und WB2 mit niedrigerer Porosität deutlich. Die Proben 5 und WB3 weisen beide
eine hohe Porosität von ca. 0,30 auf. Die ermittelten mechanischen Kennwerte
liegen dementsprechend unter denjenigen von 3 und WB2 mit niedrigerer
Porosität. Auffallend ist weiterhin, dass der Festigkeitsabfall bei den Proben 5
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12
10
8
6
4
2
Bruchdehnung, A [%]

und WB3 nicht so stark ausgeprägt ist, wie bei den Proben 3 und WB2. Die
durch hohe Porosität ohnehin hohe Defektdichte wirkt sich bei stattfindender
Wärmebehandlung nicht so stark aus, wie bei den Proben 3 und WB2. Hier steht
der Festigkeitsabfall durch die Wärmebehandlung im Vordergrund. Die dabei
stattfindende Zerstörung des Gefüges hat hier einen größeren Einfluss als bei
den Proben höherer Porosität.
4.3 Metallogaphie
Tabelle 4 zeigt die Gefüge der im Mikroskop untersuchten Proben bei 200-
facher und 1000-facher Vergrößerung. Sowohl bei nicht als auch bei
wärmebehandelter Probe fällt auf, dass die Poren vom angussnahen Bereich
zum Angussfernen hin zum einen immer zahlreicher und zum anderen immer
größer werden. D.h. der beim Druckguss aufgebrachte Nachdruck reicht zwar
aus, um den angussnahen Bereich hinreichend zu verdichten, kann aber durch
die Erstarrung der Schmelze in der Kavität nicht weit genug in den
Angussfernen Bereich hin übertragen werden. Hier fehlt der zur Verdichtung
benötigte Nachdruck und es entstehen die für Erstarrungsporosität typisch
geformten Poren. Zusätzlich können die eingewirbelten Gase nicht ausreichend
verdichtet werden, so dass große Gasblasen im Gefüge sichtbar werden.
Darüberhinaus sorgt die Verjüngung in der Kavität für eine Erhöhung der
Strömungsgeschwindigkeit und sorgt somit für eine gesteigerte Turbulenz, was
zusätzlich zur Einwirbelung von eingeschlossenen Gasen führt.
Vergleicht man wärmebehandelte und nicht wärmebehandelte Probe, fällt die
ausgeprägte Gasporosität der wärmebehandelten Probe auf. Zeigen die Poren
der nicht wärmebehandelten Probe fast ausschließlich die typische Form für die
Erstarrungsporosität, weist die wärmebehandelte Probe vornehmlich durch die
bei der Wärmebehandlung expandiertes Gasvolumen hervorgerufene Porosität
auf.
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Tabelle 4: Gefüge der wärmebehandelten und nicht wärmebehandelten Proben in Vergrößerungen von 200-fach und 1000-fach
Nicht WB WB
Position Vergrößerung 200x Vergrößerung 1000x Vergrößerung 200x Vergrößerung 1000x
-
-
Angussfern
-
-
Mitte
Angussnah

Abbildung 5: Randbereich der druckgegossenen, nicht wärmebehandelten Probe
des AlSi9Cu3 bei 500-facher Vergrößerung
Betrachtet man den in Abbildung 5 dargestellten Randbereich der nicht
wärmebehandelten Probe, fällt die durch rasche Erstarrung durch heterogene
Keimbildung an den Formhälften hervorgerufene feinere Kornstruktur am Rand
auf. Das Gefüge zeigt bei der nicht wärmebehandelten Probe, wie in Abbildung
5, zuerst ausgeschiedene Bereiche des α-Mischkristalls, im Schliffbild weiß
erscheinend. Die dunkleren Bereiche zwischen den primären α-Mischkristallen
werden durch eutektisches Gefüge erfüllt.

Abbildung 6: Gefüge der Wärmebehandelten Probe bei 1000-facher
Vergrößerung
Abbildung 6 zeigt dagegen das Gefüge der wärmebehandelten Probe. Erkennbar
sind die rund eingeformten Si-Ausscheidungen in der α-Matrix. Durch
Temperatur und Zeit der Wärmebehandlung hatten die Komponenten der
Legierung genügend Zeit sich zu entmischen. So ist das Eutektikum in
Abbildung 6 nicht auszumachen, da es sich auch einformen konnte.
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Si-
Ausscheidungen
α-Matrix

5 Quellen
[1]: Willig, V.; Heimendahl, M.; Wischnak, W.: Metallkunde 66 (1975) Nr. 3, S.
127-131
[2]: Petzow, G.; Effenberg, G.: Ternary alloys. VCH Verlagsgesellschaft mbH,
Weinheim, 1992
[3]: Pabel, T.; Rockenschaub, H.: Seminar Aluminium-Technologie,
Grundlagen, Österreichisches Gießerei-Institut, Leoben, 2004.
[4]: Rockenschaub, H.; Pabel, T., Geier, G.; Holzer, H.; Hopfinger, M.: Neue
Wärmebehandlung für beste mechanische Eigenschaften im Aluminium-
Druckguss, Giesserei 93, 07/2006
[5]: Kelly, A.; Nicholson, R.B.: Precipitation Hardening, Progress in Materials
Science, Vol 10, Nr. 3 Pergamon Press, 1963
[6]: Böhm, H.: Einführung in die Metallkunde. Mannheim: BI
Wissenschaftsverlag 1968
[7]: Cahn, R.; Haasen, P.: Physical Metallurgy. Amsterdam: North Holland
1996
[8]: Praktikumsskript zu diesem Versuch
[9]: Internet:
http://www.werkstoffe.de
http://www.werkstoffe.de/Werkstoffe/werkPhysikalischDetails.do?werkid=
88
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