mikrostruktur und warmfestigkeit von mg-al- und mg-al-sr ... · es wurden einige varianten von...

FAU Studien Materialwissenschaft und Werkstofftechnik 3

Natalie Kömpel

Mikrostruktur und Warmfestigkeit von Mg-Al- und Mg-Al-Sr-Legierungen bei Verarbeitung im Spritzguss

Natalie Kömpel

Mikrostruktur und Warmfestigkeit von Mg-Al- und Mg-Al-Sr-Legierungen bei Verarbeitung im Spritzguss

FAU Studien

Materialwissenschaft und Werkstofftechnik Band 3

Herausgeber der Reihe:

Prof. Dr. Mathias Göken

Natalie Kömpel

Mikrostruktur und Warmfestigkeit von Mg-Al- und Mg-Al-Sr-Legierungen bei Verarbeitung im Spritzguss Erlangen FAU University Press 2013

Bibliografische Information der Deutschen Nationalbibliothek Die Deutsche Nationalbibliothek verzeichnet diese Publikation in der Deutschen Nationalbibliografie; detaillierte bibliografische Daten sind im Internet über http://dnb.ddb.de abrufbar. Das Werk, einschließlich seiner Teile, ist urheberrechtlich geschützt. Der vollständige Inhalt des Buchs ist als PDF über den OPUS Server der Friedrich-Alexander-Universität Erlangen-Nürnberg abrufbar. Die Inhalte dürfen nur in den strengen Grenzen des Urhebergesetzes zum privaten und sonstigen eigenen Gebrauch und zu Forschungszwecken ausgedruckt oder gespeichert werden. Verlag und Auslieferung: FAU University Press, Universitätsstraße 4, 91054 Erlangen Druck: docupoint GmbH ISBN: 978-3-944057-11-8 ISSN: 2197-2575

Mikrostruktur und Warmfestigkeit von Mg-Al- und

Mg-Al-Sr-Legierungen bei Verarbeitung im Spritzguss

Der Technischen Fakultät

der Friedrich-Alexander-Universität

Erlangen-Nürnberg

zur

Erlangung des Doktorgrades Dr.-Ing.

vorgelegt von

Natalie Kömpel

aus Bad Brückenau

Als Dissertation genehmigt

von der Technischen Fakultät

der Friedrich-Alexander-Universität Erlangen-Nürnberg

Tag der mündlichen Prüfung: 18.09.2013

Vorsitzende des Promotionsorgans: Prof. Dr.-Ing. Marion Merklein

Gutachter: Prof. Dr.-Ing. Robert F. Singer

Prof. Dr. Peter J. Uggowitzer

Inhaltsverzeichnis I

Inhaltsverzeichnis

1 Einleitung ......................................................................................... 1

2 Grundlagen ...................................................................................... 3

2.1 Magnesium und seine Legierungen .............................................................. 3

2.1.1 Physikalische Eigenschaften von Magnesium ............................................ 3

2.1.2 Nomenklatur und Beispiele konventioneller Druckgusslegierungen ........... 4

2.2 Druckgießen .................................................................................................. 10

2.2.1 Verfahrensprinzip ..................................................................................... 10

2.2.2 Gefügeausbildung .................................................................................... 11

2.3 Spritzgießen .................................................................................................. 12

2.3.1 Verfahrensprinzip ..................................................................................... 12

2.3.2 Gefügeausbildung .................................................................................... 13

2.4 Kriechverhalten von Magnesium und seinen Legierungen ...................... 15

2.4.1 Theoretische Grundlagen ......................................................................... 15

2.4.2 Kriechverhalten von Reinmagnesium ....................................................... 18

2.4.3 Kriechverhalten von Mg-Al-Legierungen .................................................. 19

2.4.4 Kriechverhalten warmfester Magnesiumlegierungen ................................ 28

3 Experimentelles............................................................................. 31

3.1 Verwendete Materialien ................................................................................ 31

3.2 Herstellung der Proben ................................................................................ 32

3.2.1 Spritzgießen der Zugstäbe nach ASTM B 557-02a .................................. 32

3.2.2 Probenentnahme für weitere Untersuchungen ......................................... 32

3.2.3 Wärmebehandlungen der Proben............................................................. 33

3.3 Elementanalyse mittels Glimmentladungsspektrometer .......................... 33

3.4 Thermodynamische Berechnungen mittels CompuTherm ....................... 33

3.5 Mikrostrukturelle Untersuchungen ............................................................. 34

3.5.1 Metallographische Probenpräparation ...................................................... 34

3.5.2 Lichtmikroskopie und Bestimmung des Festphasenanteils ...................... 34

3.5.3 Gefügeanalyse mittels Rasterelektronenmikroskop .................................. 34

II Inhaltsverzeichnis

3.5.4 Gefügeuntersuchungen an der Mikrosonde ............................................. 35

3.5.5 Phasenanalyse mittels Röntgendiffraktometrie ........................................ 35

3.5.6 Quantifizierung der Phasenanteile und des Vernetzungsgrades ............. 35

3.6 Zugprüfung ................................................................................................... 38

3.7 Prüfung der Kriechverformung ................................................................... 38

3.7.1 Druckkriechversuche an zylindrischen Proben ........................................ 38

3.7.2 Markerexperimente zur Ermittlung des Kriechmechanismus ................... 39

4 Ergebnisse Mg-Al-Legierungen .................................................... 40

4.1 Zusammensetzung der untersuchten Legierungen .................................. 40

4.2 Mikrostruktur der Mg-Al-Legierungen im Gusszustand ........................... 41

4.2.1 Mikrostrukturelle Betrachtung der spritzgegossenen AZ91 ...................... 41

4.2.2 Einfluss des Al-Gehaltes auf die Mikrostruktur im Gusszustand .............. 42

4.2.3 Einfluss der Gieß- und der Werkzeugtemperatur auf die Mikrostruktur

von AZ91.................................................................................................. 47

4.3 Mechanische Eigenschaften der Mg-Al-Legierungen im Zugversuch ..... 50

4.4 Kriechverhalten der Mg-Al-Legierungen im Gusszustand ....................... 51

4.4.1 Kriechverhalten von AZ91 und Nachweis des Korngrenzengleitens ........ 51

4.4.2 Einfluss des Festphasenanteils auf die Kriechbeständigkeit .................... 53

4.4.3 Korngrößeneinfluss auf die Kriecheigenschaften ..................................... 54

4.4.4 Einfluss des Al-Gehaltes .......................................................................... 56

4.5 Kriechverhalten der intermetallischen Phase Mg17Al12 ............................. 63

4.6 Untersuchung der ‚kriechinduzierten’ Mg17Al12-Ausscheidungen ........... 64

4.6.1 Gefüge nach Kriechverformung ............................................................... 64

4.6.2 Gefüge nach Auslagerung bei 150 °C ...................................................... 65

4.6.3 Größe und Volumenanteil der temperaturinduzierten Mg17Al12-

Ausscheidung .......................................................................................... 67

4.6.4 Einfluss einer Auslagerung auf die Kriecheigenschaften ......................... 68

4.7 Untersuchung der Mischkristallhärtung .................................................... 70

5 Ergebnisse Mg-Al-Sr-Legierungen ............................................... 76

5.1 Legierungszusammensetzung .................................................................... 76

5.2 Mikrostrukturelle Untersuchung der Mg-Al-Sr-Legierungen .................... 77

Inhaltsverzeichnis III

5.2.1 Thermodynamische Phasenberechnungen AJ8x-Legierungen ................ 77

5.2.2 Lichtmikroskopische und Rasterelektronische Untersuchungen .............. 78

5.2.3 Phasenidentifikationen in den AJ-Legierungen ........................................ 83

5.2.4 Abhängigkeit der Bildung der ternären Phase .......................................... 84

5.2.5 Stereologische Untersuchungen............................................................... 86

5.3 Mechanische Eigenschaften der Mg-Al-Sr-Legierungen im

Zugversuch ................................................................................................... 90

5.4 Untersuchungen zur Kriechverformung ..................................................... 91

5.4.1 Kriecheigenschaften von AZ91 mit Sr-Zusätzen....................................... 91

5.4.2 Einfluss des Al-Gehaltes bei AJ-Legierungen .......................................... 94

6 Diskussion und Modellvorstellung .............................................. 97

6.1 Modellierung der Mg-Al-Legierungen ......................................................... 97

6.1.1 Kriechraten von Mg-Al-Legierungen bis 9 % Al bei hohen

Spannungen ............................................................................................. 98

6.1.2 Kriechraten von Mg-Al-Legierungen bis 9 % Al bei niedrigen

Spannungen ........................................................................................... 101

6.1.3 Kriechraten von Al-Legierungen mit höheren Al-Gehalt (> 11 %) ........... 103

6.1.4 Kriechraten teilflüssig vergossener AZ91 ............................................... 105

6.2 Modellierung der Mg-Al-Sr-Legierungen .................................................. 107

6.2.1 Hindernisswirkung – Schwellspannungskonzept .................................... 107

6.2.2 Lastübertrag durch Vernetzung – Verbundmodell .................................. 110

6.3 Diskussion der Einflüsse in Mg-Al- und Mg-Al-Sr-Legierungen auf

die Kriecheigenschaften ............................................................................ 112

7 Zusammenfassung ......................................................................116

8 Literaturverzeichnis .....................................................................118

Einleitung 1

1 Einleitung

Die Automobilindustrie hat trotz Selbstverpflichtung ihr Ziel, bis 2008 die CO2-

Emissionen bei Neufahrzeugen auf 140 g/km zu reduzieren, stark verfehlt. Daraufhin

gab eine Verordnung der EU neue strenge Grenzwerte vor. Bis 2015 müssen die

Emissionen im Durchschnitt auf 130 g/km, bis 2020 sogar auf voraussichtlich

95 g/km gesenkt werden [Breitinger2012]. Der Kraftstoffverbrauch und damit die

CO2-Emissionen können durch Verringerung des Fahrzeuggewichts, d.h. mittels

Leichtbau beispielsweise durch Leichtmetalle, reduziert werden.

Magnesium mit seiner geringen Dichte von 1,74 g/cm³ stellt das leichteste

großtechnisch nutzbare Konstruktionsmetall dar [Kleiner2002]. Zudem zeigen seine

Legierungen eine hohe spezifische Festigkeit und Steifigkeit, gute elektro-

magnetische Abschirmung und gute Bearbeitbarkeit [Hirai2005]. Des Weiteren macht

die gute Gießbarkeit die Herstellung großer Stückzahlen im kostengünstigen

Druckgussprozess möglich, welcher auch den dominierenden Verarbeitungsprozess

für Mg-Legierungen darstellt [Mordike2001].

Obwohl Magnesium bereits in den 30er Jahren vielfältig eingesetzt wurde, brach der

jährliche Verbrauch von 228.000 t auf 10.000 t nach dem 2. Weltkrieg ein

[Mordike2001, Kleiner2002]. In den vergangenen zwei Jahrzehnten nahm die Ver-

wendung von Mg-Legierungen dagegen wieder deutlich zu, wobei Magnesium-

Aluminium-Legierungen die wichtigste Rolle spielen [Lukac2011].

Jedoch sind gerade Mg-Al-Legierungen trotz der Gewichtseinsparmöglichkeiten nicht

immer die erste Wahl für Anwendungen im Automobilbau. Geringe Warmfestigkeit

begrenzt die Anwendung hauptsächlich auf weniger thermisch beanspruchte

Bereiche, wie Sitzschalen, Instrumententafelträger, Lenkräder und Komponenten der

Lenksäule [Mordike2001, Pekguleryuz2010, Gao2005]. Die Anwendung in

Motornähe erfordert Legierungen, die auch bei den erhöhten Temperaturen von

150 °C bis zu 200 °C und Spannungen von 50 – 70 MPa eingesetzt werden können

[Pekguleryuz2003a]. Diese Voraussetzung erfüllen die am häufigsten verwendete

Legierung AZ91 und Vertreter der AM-Reihe (Al-Gehalte 2 – 6 %) nicht [Gao2005].

Aus diesem Grund wurden in den vergangenen Jahrzehnten Legierungen mit

erhöhter Kriechbeständigkeit entwickelt. Insbesondere durch Erdalkalielemente wie

Sr und Ca und durch Elemente der Seltenen Erden konnte die Warmfestigkeit von

Mg-Al-Legierungen deutlich erhöht werden. Trotz vielzähliger Entwicklungen werden

nach wie vor die Kriechfestigkeiten von Aluminiumlegierungen nicht erreicht

[Luo2004, Yang2008, Pekguleryuz2010]. Aufgrund dessen und zusätzlicher

Probleme, wie Klebeneigung bei der Verarbeitung [Luo2004], verringerte Gießbarkeit

[Argo2003, Schmid2010], erhöhte Kosten durch teure Legierungselemente

2 Einleitung

[Kleiner2002] und oft reduzierte Duktilität der Legierungen, besteht weiterhin Bedarf

an neuen Legierungen.

Für die Entwicklung neuer kriechbeständiger Legierungen ist es allerdings wichtig,

die Kriechverformungsmechanismen zu verstehen und gleichzeitig deren Zu-

sammenhang mit der Mikrostruktur zu erfassen [Mordike2001]. Doch bereits bei den

konventionellen Mg-Al-Legierungen gibt es in der Literatur unterschiedliche, zum Teil

sich widersprechende Ansätze um den Einfluss des Al-Gehaltes auf die

Kriecheigenschaften bzw. Kriechmechanismen zu erklären, siehe beispielsweise

[Dargusch1998a, Blum2005, Lee2006, Dargusch2006, Nie2009]. Gleichzeitig sind

auch die verbesserten Kriecheigenschaften der neueren Legierungen noch nicht

vollständig verstanden [Amberger2011].

Ziel der vorliegenden Arbeit ist es, zunächst die Kriechverformungsmechanismen in

Mg-Al-Legierungen näher zu untersuchen und den Zusammenhang mit der

Mikrostruktur zu erarbeiten. Hierzu wurden AM- und AZ-Legierungen mit Al-Gehalten

im Bereich von 3 bis 17 % durch Mg-Spritzgießen hergestellt, zum Teil wärme-

behandelt und im Druckkriechversuch getestet. Die Gefügeänderung mit und ohne

überlagerte Verformung wurde detailliert untersucht. Mit Hilfe thermodynamischer

Berechnungen und stereologischer Untersuchungen wird die Mikrostruktur modelliert

und ein Zusammenhang mit den Kriecheigenschaften abgeleitet. Diese Ergebnisse

bilden die Basis für das zweite untersuchte Legierungssystem.

Es wurden einige Varianten von Mg-Al-Sr-Legierungen mit Sr-Gehalten von 1 – 5 %

und Al-Gehalten von 5 – 9 % hergestellt. Legierungen mit Sr-Zusätzen, wie AJ52 und

AJ62, sind bekannt für ihre guten Kriecheigenschaften. Gleichzeitig bilden sich

je nach Sr- und Al-Gehalt unterschiedliche intermetallische Phasen aus

[Pekguleryuz2003a]. Der Einfluss der Gehalte auf Menge, Art, Morphologie und

Kontiguität der intermetallischen Phasen wird ermittelt bzw. quantifiziert und mit den

resultierenden Kriecheigenschaften korreliert.

Grundlagen 3

2 Grundlagen

2.1 Magnesium und seine Legierungen

2.1.1 Physikalische Eigenschaften von Magnesium

Magnesium besitzt eine hexagonal dichtest gepackte (hdp) Gitterstruktur und ist mit

einer Dichte von 1,74 g/cm³ das leichteste Element der 2. Hauptgruppe. Im Vergleich

zu Aluminium (2,7 g/cm³) besitzt Magnesium eine etwa ein Drittel geringere Dichte,

während Stahl (7,8 g/cm³) eine über viermal höhere Dichte aufweist. Im hexagonalen

Gitter des Magnesiums existieren bei Raumtemperatur lediglich drei Gleitsysteme auf

der Basalebene (0001) in 112̅0 Richtungen, was die schlechte Umformbarkeit

erklärt. Erst bei Temperaturen über 225 °C werden durch gesteigerte Beweglichkeit

der Atome in der Matrix zusätzliche Gleitsysteme in pyramidalen {101̅1} und

prismatischen Ebenen {101̅0 aktiviert, was zu einer deutlichen Steigerung der

Duktilität führt [Burke1952].

Abbildung 2.1: Gleitebenen mit Typenbezeichnung im hexagonal dichtest gepackten (hdp)

Kristallgitter des Magnesiums [Vogel2002].

Bei Temperaturen unterhalb 225 °C liefert neben dem Gleiten die Zwillingsbildung

einen wesentlichen Beitrag zur plastischen Verformung. Diese erfolgt hauptsächlich

in den Pyramidalebenen zweiter Ordnung [Raynor1959].

Aufgrund seiner geringen Härte und Festigkeit kommt reinem Magnesium kaum

technische Bedeutung zu, stattdessen findet es in der Regel als Legierung

Verwendung [Kammer2000].

Basalgleitung Prismengleitung

Typ I Typ II

Pyramidalgleitung

1. Ordnung 2.Ordnung

Basalgleitung Prismengleitung

Typ I Typ II

Pyramidalgleitung

1. Ordnung 2.Ordnung

4 Grundlagen

2.1.2 Nomenklatur und Beispiele konventioneller Druckgusslegierungen

Die Bezeichnung der Magnesiumlegierungen setzt sich nach der American Society

for Testing Materials (ASTM) im Regelfall aus zwei Großbuchstaben stellvertretend

für die Hauptlegierungselemente und nachfolgenden Zahlen zur Angabe der

nominellen Gehalte zusammen. Die Bezeichnung der Legierung beginnt mit dem

Element höheren Gehaltes [Polmear1999, Pekguleryuz2010]. Tabelle 2.1 gibt einen

Überblick über die zu verwendenden Kürzel für die gebräuchlichsten

Legierungselemente.

Tabelle 2.1: Kurzzeichen nach ASTM B275 für die gebräuchlichsten Legierungselemente für

Magnesium [Polmear1999, Pekguleryuz2010]

Zeichen Legierungselement Zeichen Legierungselement Zeichen Legierungselement

A Aluminium S Silizium K Zirkon

E Seltene Erden X Kalzium Q Silber

J Strontium C Kupfer W Yttrium

M Mangan H Thorium Z Zink

So ergibt sich aus der Bezeichnung AZ91 die nominelle Zusammensetzung 9 %

Aluminium und 1 % Zink. Modifikationen der Legierungen werden meist durch auf die

Zahlen folgende Buchstaben (A, B, C etc.) gekennzeichnet [Polmear1999,

Pekguleryuz2010].

Im Folgenden werden Beispiele konventioneller Druckgusslegierungen vorgestellt

und deren Mikrostruktur und Eigenschaften erläutert. Die Kriecheigenschaften

werden in den Abschnitten 2.4.3 und 2.4.4 detailliert beschrieben.

AM- und AZ-Legierungen

Aluminium ist mit einem Anteil von 2 - 9 % in den mengenmäßig am häufigsten

eingesetzten Druckgusslegierungen vorhanden [Siedersleben2000, Kleiner2002].

Grund hierfür ist zum einen die entscheidende Verbesserung der Gießbarkeit durch

Bildung eines Eutektikums bei 437 °C. Zum anderen steigert Aluminium die

Festigkeit durch Mischkristallhärtung und Bildung der intermetallischen Phase

Mg17Al12 bei Einsatztemperaturen unterhalb von 120 °C [Mordike1997]. Des Weiteren

wird die Korrosionsbeständigkeit durch die oberflächenpassivierende Wirkung des

Aluminiums verbessert [Pieper2005]. Neben diesen Vorteilen müssen bei hohen Al-

Gehalten eine verringerte Duktilität und eine verstärkte Neigung zu Mikroporosität in

Kauf genommen werden [Emley1966].

Durch Mangan, welches in allen Mg-Al-Druckgusslegierungen vorhanden ist

[Petterson2002], werden die mechanischen Eigenschaften der Mg-Legierungen nur

geringfügig beeinflusst. Bereits geringe Mn-Zusätze (~0,2 %) wirken sich jedoch

Grundlagen 5

Abbildung 2.2: REM-Aufnahme von AZ91 zeigt die

Mg-Körner (α-Phase) umgeben von einem

Eutektikum bestehend aus Mg17Al12-(β)-Phase und

eutektischem Mg-Mischkristallen [Blum2000]

besonders positiv auf die Korrosionsbeständigkeit der Legierungen aus, da sie

kathodische Verunreinigungen, wie das Eisen, durch Bildung intermetallischer

Verbindungen abfangen. Diese Verbindungen können zu großen Teilen bereits aus

der Schmelze ausgeschieden werden [Holta2005, Pieper2005]. Dadurch wird der

bereits seit den 20er Jahren bekannte äußerst negative Einfluss des Eisens auf die

Korrosionseigenschaften der Magnesiumlegierungen verringert [Emley1966].

Unter den Druckgusslegierungen hat sich die Legierung AZ91 aufgrund ihrer

exzellenten Gießbarkeit als weitverbreitete Legierung etabliert, da sie die Herstellung

komplizierter, dünnwandiger Teile mit guter Oberflächenqualität ermöglicht, welche

hohe Festigkeitswerte bei Raumtemperatur aufweisen. Der Zinkgehalt trägt hier

zusätzlich zur Fließfähigkeit und Festigkeit bei [Vogel2002]. Aufgrund der Neigung zu

Heißrissen sowohl in binären Mg-Zn-, als auch ternären Mg-Al-Zn-Legierungen sind

die Gehalte allerdings streng begrenzt [Polmear1995]. In kommerziellen Legierungen

ist der Zinkgehalt meist auf etwa 1 % eingeschränkt. Ausnahmen bilden dabei hoch

zinkhaltige Legierungen, wie z.B. ZA126 [Somekawa2009], deren Zusammensetzung

außerhalb des für Heißrisse anfälligen Bereichs liegt. Auf deren Eigenschaften wird

im Folgenden nicht näher eingegangen. Bei Temperaturen oberhalb von 125 °C

weisen die Legierungen der AZ-Reihe eine geringe Kriechbeständigkeit auf und auch

weitere mechanische Eigenschaften werden stark beeinträchtigt [Polmear1995,

Luo2004].

Anwendung findet die AZ-Reihe beispielsweise in Komponenten der Lenksäule, für

Sicherheitskomponenten und als Getriebedeckel [Ortal2012]. Für Anwendungen bei

denen eine erhöhte Duktilität gefordert wird, werden Legierungen der Aluminium-

Mangan-Reihe eingesetzt, die durch einen geringeren Al-Gehalt und die

Abwesenheit von Zink charakterisiert sind. Vertreter dieser Reihe, wie z.B. AM20,

AM50 und AM60, besitzen geringere

Festigkeitskennwerte bei Raumtem-

peratur und eine reduzierte Gieß-

barkeit, verhalten sich jedoch nicht

so spröde wie Legierungen auf Mg-

Al-Zn-Basis mit höheren Al-

Gehalten. Eingesetzt werden Legie-

rungen dieser Familie z.B. in

Sicherheitskomponenten, wie Instru-

mententafelträger und Sitzrahmen

[Avedesian1999, Kleiner2002].

Abbildung 2.2 zeigt exemplarisch die

typische Mikrostruktur von AZ91 im

Rasterelektronenmikroskop. Das

Gefüge der AM- und auch der AZ-Legierungen ist gekennzeichnet durch α-Misch-

6 Grundlagen

kristalle. Ab Gehalten von etwa 2 % entsteht neben den Mg-Körnern ein Eutektikum

aus Mg17Al12 (ß-Phase) und eutektischem α-Mg [Dahle2001]. Die im Gefügebild

sichtbaren, von Eutektikum eingeschlossenen Bereiche müssen dabei nicht separate

Körner darstellen, es kann sich teilweise auch um Dendritenarme ein und desselben

Korns handeln. Das Eutektikum bildet sich im Druckguss entartet aus

[Dargusch1998b] und nimmt mengenmäßig mit steigendem Al-Gehalt zu [Lee2006].

Die Verteilung der β-Phase ist dabei sehr inhomogen in Form zum Teil isolierter

Inseln entlang der Korngrenzen [Spigarelli2008, Dargusch1998].

AS-Legierungen

In sehr geringen Mengen ist Silizium als Verunreinigung in allen technischen

Legierungen vorhanden [Schultze2001]. In den Legierungen der AS-Reihe, die die

erste Entwicklung warmfester und kriechbeständiger Magnesiumgusslegierungen für

den Automobilbau in den 70er Jahren waren, wurde es jedoch gezielt zulegiert

[Pekguleryuz2003b]. Aufgrund der Duktilitätsverringerung bei höheren Gehalten wird

der Si-Zusatz in Mg-Legierungen meist auf 1 % limitiert [Dargusch1998a]. Wegen der

verbesserten Warmfestigkeit im Temperaturbereich zwischen 130 und 150 °C

wurden die siliziumhaltigen Mg-Al-Legierungen AS21 und AS41 in großem Maßstab

in Motorblöcken und Getriebegehäusen des VW-Käfers eingesetzt, verloren dann

jedoch nicht zuletzt durch die Umstellung von luft- auf wassergekühlte Motoren an

Bedeutung [Höllrigl-Rosta1980].

Als Kompromiss zwischen hoher Kriechbeständigkeit und guter Gießbarkeit wurde

vor wenigen Jahren die kommerzielle Legierung AS31 entwickelt. Sie wird für das

Getriebegehäuse des Daimler-Chrysler 7-Gang Tiptronic Automatik-Getriebe NAG II

verwendet [King2007].

Abbildung 2.3: Chinesenschriftartige Morphologie der Mg2Si Phase (links) in AS41 aus dem

Sandguss [Luo1994]. AS21 aus dem Druckguss (rechts) zeigt eine zellulare Struktur mit wenig

β-Phase und hauptsächlich Mg2Si an den Korngrenzen [Blum2005].

Grundlagen 7

Abbildung 2.4: Dendritische Mikro-

struktur von AE42 squeeze cast mit

lamellaren Al11RE3, Al4RE and Al2RE-

Ausscheidungen (B) und sphärischen

Al10RE2Mn7-Partikeln (A) [Dieringa2009].

Die Mikrostruktur der AS-Legierungen ist gekennzeichnet durch die Ausscheidung

der Mg2Si-Phase, welche sehr hart ist, eine geringe Dichte und einen hohen

Schmelzpunkt (Tm = 1085°C) besitzt. Mg2Si kann sich je nach in der Legierung

vorhandenem Siliziumgehalt, gegebener Abkühlgeschwindigkeit oder zusätzlichem

Mikrolegieren entweder in „chinese script“-Morphologie, fein verteilt entlang der

Korngrenzen oder als grobe blockige Phase ausscheiden [Dargusch1998b,

Kang2005, Mingbo2008a, Mingbo2008b, Nam2006, Song2007, Luo1994,

Blum2005]. Da Silizium die Fähigkeit fehlt Aluminium zu binden, bildet sich meist

zusätzlich Mg17Al12 als weitere intermetallische Phase. Generell wird im Druckguss

aufgrund der schnellen Abkühlgeschwindigkeiten bei untereutektischen Si-Gehalten

(Si < 1,34 %) die Mg2Si-Phasen in den eutektischen Bereichen eingebettet

[Spigarelli2008]. Abbildung 2.3 zeigt die chinesenschriftartige Ausprägung der Mg2Si

an AS41 im Sandguss verarbeitet [Luo1994] und die zellulare Struktur mit wenig β-

Phase und hauptsächlich Mg2Si an den Korngrenzen einer AS21 aus dem Druckguss

[Blum2005]. Die mechanischen Eigenschaften, vor allem die Duktilität, hängen dabei

stark von der Mg2Si-Morphologie ab [Luo2004].

AE-Legierungen

Bereits in den 30er Jahren wurde über den positiven Einfluss von Seltenen Erden auf

die Festigkeit von Magnesiumlegierungen berichtet [Luo1994]. Aus Kostengründen

wird in den Legierungen der AE-Gruppe meist eine Mischung aus mehreren

Elementen der seltenen Erden als Legierungszusatz verwendet [Pekguleryuz2003b].

Bei dem sogenannten Mischmetall handelt

es sich oft um eine hoch cerhaltige

Mischung bestehend aus etwa 50 % Cer,

23 % Lanthan, 17 % Neodym und 7 %

Praseodym (Nd-Mischmetall: ca. 85 Gew.-%

Nd, Y-Mischmetall: ca. 75 Gew.-% Y)

[Unsworth1989].

Nach Foerster et al. verbessert ein Zusatz

von 1 % Mischmetall die Kriechbeständig-

keit von Mg–Al–basierenden Legierungen

deutlich, insbesondere wenn der Aluminium-

gehalt niedrig ist (weniger als 4 %)

[Foerster1973]. Daraus entwickelten sich

die Legierungen der AE-Gruppe (z.B. AE41,

AE42 und AE21), welche 2–4 % Al

enthalten [Luo2004].

8 Grundlagen

Abbildung 2.5: Mikrostruktur von AX52 aus

dem Druckguss, bei der sich ein Al2Ca-

Netzwerk entlang der Korngrenzen ausbildet

[Luo2002].

Die Legierungen der AE-Reihe haben sich wegen der deutlich höheren Kosten,

einer ausgeprägten Neigung zur Oxidation im flüssigen Zustand, sowie einer

schlechteren Gießbarkeit im Vergleich zu den anderen warmfesten Legierungen nur

in wenigen Bereichen der Automobilindustrie durchsetzen können [vonBuch2000,

vonBuch2002].

In den letzten Jahren wurde AE44 entwickelt, welche derzeit im Fokus steht. Die

Legierung zeigt eine höhere thermische Stabilität als andere Vertreter der AE-Serie,

gute Gießbarkeit und gute Korrosionseigenschaften [Rzychon2007, Spigarelli2009].

Eine kommerzielle Anwendung der AE44 stellt der Motorträger der Corvette Z06 von

Meridian Technologies dar [Johnson2006].

Abbildung 2.4 zeigt die Mikrostruktur einer AE42-Legierung, beispielhaft für die AE-

Reihe. In diesen Legierungen werden intermetallische Phasen aus Aluminium und

seltenen Erden gebildet, wodurch die Ausscheidung von Mg17Al12 teilweise oder

komplett unterdrückt wird. Die ausgeschiedenen Phasen werden meist als Al2RE,

Al4RE, Al11RE3 oder auch als ternäre Verbindungen in den interdendritischen

Bereichen des Gefüges identifiziert [Pettersen1996, Wei1996, Pekguleryuz2003b,

Spigarelli2009, Dieringa2009].

AX- Legierungen

Weitere Entwicklungen zur Verbesserung der Warmfestigkeit von Mg-Al-basierenden

Legierungen führten zu den erdalkalihaltigen Legierungssystemen. Im Vergleich zu

den AE-Legierungen sind diese Legierungen deutlich preiswerter [Luo2004].

Neben den Vorteilen, die Kalzium insbesondere in Bezug auf die Kriechbeständigkeit

bietet, bringen die Zusätze jedoch auch gießtechnische Probleme mit sich. Kalzium

macht die Legierung anfällig für

Heißrisse und kann zum Verkleben mit

der Form führen. Nach Luo tritt dies

insbesondere bei Ca-Zusätzen größer

0,8 % auf [Luo2004], während in

[Powell2005] und [Kömpel2007] eine

Verbesserung der Rissbildung bei

höheren Ca-Gehalten (> 3 %) beo-

bachtet wurde.

Auch die Legierungen MRI230D und

MRI153M – entwickelt durch Dead Sea

Magnesium und Volkswagen –

beinhalten Kalzium zur Verbesserung

der Warmfestigkeit. Außerdem ent-

Grundlagen 9

Abbildung 2.6: Gefügeaufnahme von AJ62 im

BSE-Kontrast. Die eutektischen Bereiche

weisen lamellare Al4Sr-Phasen und die

Massivphase auf [Pekguleryuz2003b].

halten sie geringe Mengen an Strontium. Hierbei handelt es sich um

kriechbeständige Druckgusslegierungen, die für Langzeit-Anwendungen mit

Temperaturen bis 150 °C (MRI153M) bzw. 190 °C (MRI230D) und hohen Lasten (50

- 85 MPa) geeignet sind [Luo2004, Aghion2003].

Abhängig vom Ca/Al–Massenverhältnis bilden sich in dem AX-System unter-

schiedliche Arten von Ausscheidungen. Ist das Verhältnis größer 0,8 so werden

Mg2Ca und Al2Ca entlang der Korngrenzen beobachtet, bei geringeren Werten

entstehen nach Ninomiya et al. [Ninomiya1995] nur Al2Ca–Ausscheidungen. Andere

Arbeiten zeigen jedoch, dass neben Al2Ca Mg17Al12 entstehen kann [Kömpel2007,

Kondori2010, Amberger2011]. Die Mikrostruktur einer druckgegossenen AX52-

Legierung ist in Abbildung 2.5 dargestellt. Die Verbindung Al2Ca weist eine hohe

thermische Stabilität auf und unterdrückt die Bildung der Mg17Al12-Phase

[Pekguleryuz2003b]. Die Ausscheidungen bilden ein Netzwerk entlang der Korn-

grenzen aus [Luo2004, Eibisch2006, Amberger2011].

AJ-Legierungen

Auch die Eigenschaften der Legierungen der AJ-Reihe sind bei Temperaturen von

150 °C und höher denen der AS- und AE-Reihe überlegen [Pekguleryuz2001]. In den

vergangenen Jahren wurden mehrere kommerzielle Legierungen von Noranda Inc.

Technology entwickelt (AJ51, AJ52,

AJ62). Weitere Entwicklungen führten

zu einigen Zusammensetzungen, deren

Al-Gehalt sich hauptsächlich im Bereich

von 4 – 6 % bei Sr-Gehalten von maxi-

mal 3 % bewegt [Baril2003, Bai2006,

Kunst2008]. Wegen der guten Kombi-

nation aus guter Kriechbeständigkeit

und Gießbarkeit ist AJ62 eine der meist

verwendeten Legierungen der AJ-

Reihe. Sie wird dort eingesetzt, wo das

Material großen Belastungen bei hohen

Betriebstemperaturen ausgesetzt ist,

wie dies beispielsweise bei Getriebe-

gehäusen oder Kurbelgehäusen der

Fall ist. Deshalb wird AJ62 unter anderem für das Verbundkurbelgehäuse des BMW

6-Zylindermotors eingesetzt [King2007].

Entscheidend für die Ausbildung der Mikrostruktur ist das Verhältnis der Masse-

Prozente von Sr/Al. Liegt dieses unter 0,3 ist nicht genügend Sr vorhanden um die

gesamte Al-Menge abzubinden und es bildet sich neben Al4Sr auch Mg17Al12 als

10 Grundlagen

intermetallische Phase aus. Bei höheren Verhältnissen wird die Bildung der Mg17Al12-

Phase unterdrückt und es scheidet sich Al4Sr und eine ternäre Mg-Al-Sr-Phase aus

[Pekguleryuz2003a]. Diese erscheint im Gegensatz zu Al4Sr nicht lamellar, sondern

blockartig als „Massivphase“ (siehe Abbildung 2.6). Über die genaue Zusammen-

setzung dieser Massivphase bzw. deren Stöchiometrie gibt es in der Literatur

unterschiedliche Aussagen. Teilweise wird von den ternären Phasen Al3Mg13Sr

[Baril2003, Pekguleryuz2003b] oder Al3Mg9Sr [Fischersworring-Bunk2005,

Kunst2008, L’Esperance2010] berichtet. Andere Autoren bezeichnen diese Phase

als binäre Mg-Sr-Phase der Stöchiometrie Mg17Sr2 mit erhöhter Aluminiumlöslichkeit

[Aljarrah2007, Janz2007, Medraj2007].

2.2 Druckgießen

Das derzeit wohl wichtigste Verfahren zur Herstellung von Magnesiumbauteilen ist

der Druckguss, bei dem flüssige Metallschmelze druckunterstützt unter relativ hohen

Geschwindigkeiten in eine geteilte Dauerform gepresst wird und unter Druck erstarrt

[Bauer2001].

2.2.1 Verfahrensprinzip

Es existieren die Verfahrensvarianten Kaltkammer- und Warmkammerdruckguss,

wobei die Auswahl in großem Maße durch die Bauteilgeometrie und durch die

Legierung bestimmt wird. Während der Warmkammerdruckguss für dünnere

Wandstärken geeignet ist, können mittels des Kaltkammerverfahrens aufgrund der

höheren möglichen Drücke dickwandige und großflächige Geometrien vergossen

werden [Fink2000, Lindner2000].

Abbildung 2.7: Prinzip beim Warmkammer-Druckgießen (links) und beim Kaltkammer-

Verfahren (rechts) [CCT2012].

Beim Warmkammerverfahren befindet sich das Gießaggregat in der Schmelze (vgl.

Abbildung 2.7). Von dort wird in jedem Gießzyklus über einen sogenannten

Schwanenhals ein bestimmtes Volumen schmelzflüssigen Metalls in die Form

Grundlagen 11

gedrückt [Fink1999]. Aufgrund des dauerhaften Kontaktes der Gießgarnitur mit der

Schmelze werden im wesentlichen AZ- und AM-Standardlegierungen mit Gieß-

temperaturen von maximal 650 °C verarbeitet [Lindner2000].

Beim Kaltkammerdruckgießen dagegen ist die Gießkammer getrennt von dem

Schmelztiegel. In diese wird das flüssige Metall, wie in Abbildung 2.7 dargestellt,

nach Entnahme aus dem Ofen mittels einer Schöpfeinrichtung dosiert und

anschließend durch den Gießkolben in die Kavität gedrückt [Fink2000].

Vorteile des Warmkammerverfahrens sind kürzere Taktzeiten, vor allem durch die

automatische Dosierung der Schmelze nach Zurückfahren des Gießkolbens, und die

Vermeidung von Reaktionen der Metallschmelze mit der Luft [Brunhuber1991].

2.2.2 Gefügeausbildung

Beim Kaltkammerdruckguss wird die überhitzte Schmelze in die meist auf etwa

250 °C temperierte Gießkammer dosiert. Bis zur eigentlichen Einleitung des

Schusses entsteht eine Wartezeit von 1 bis 3 s. In diesem Schritt wird davon

ausgegangen, dass durch heterogene Keimbildung – beispielsweise an den Wänden

der Gießkammer – die erste Erstarrung erfolgt [Sequeira2004]. Diese vorerstarrten

primären dendritischen α-Phasen sind deutlich im Gefüge erkennbar. Die

Restschmelze erstarrt in der Kavität aufgrund der hohen Abkühlgeschwindigkeiten

feinkörnig [Laukli2003, Frank2006].

Abbildung 2.8: Gefügeausbildung im Magnesium-Kaltkammerdruckguss: Links: AZ91

[Frank2006], rechts: AM60 [Laukli2003]. Durch Vorerstarrung in der Gießkammer entstehen

grobe α-Dendriten. Der größte Teil der Schmelze erstarrt feinkörnig in der Kavität.

In Abbildung 2.8 ist die typische Mikrostruktur von Magnesiumdruckgussteilen aus

dem Kaltkammerverfahren dargestellt. Neben den erwähnten Gefügebestandteilen

sind in AZ91 (links) für den Druckguss typische Erstarrungsporen zu erkennen

[Frank2006].

100 µm 200 µm

12 Grundlagen

2.3 Spritzgießen

Als alternatives und ergänzendes Gießverfahren zum Druckguss hat das

Magnesiumspritzgießverfahren in den letzten Jahren immer mehr Aufmerksamkeit

erlangt [Lohmüller2003, Czerwinski2007, Scharrer2008].

2.3.1 Verfahrensprinzip

Das Magnesiumspritzgießen kann vom Konzept her als Kombination aus

Kunststoffspritzgießen und Druckgießen von Metallen betrachtet werden. Als

Ausgangsmaterial wird beim Magnesiumspritzgießen, wie auch in der Kunststoff-

verarbeitung, Granulat mit Korngrößen von 0,5 bis 5 mm verwendet, das über eine

Dosiereinheit in den Zylinder gelangt. Dort nimmt eine 3-Zonen-Schnecke mit

Einzugs-, Verdichtungs- und Homogenisierungszone das Granulat auf und befördert

es unter Erwärmung und Scherung durch die einzelnen Zonen und durch die

Rückstromsperre in den Schneckenvorraum. Dabei wird in den verschiedenen

Zylinderheizzonen das Granulat bis in den teil- oder vollflüssigen Zustand

aufgeschmolzen. Nachdem im Schneckenvorraum die entsprechende Menge an

Schmelze aufdosiert wurde, wird diese mit Kolbengeschwindigkeiten von bis zu

6 m/s in die Kavität des Gießwerkzeuges gespritzt [Lohmüller2003, Lohmüller2005,

Eibisch2005, Scharrer2008]. Die nötigen Drücke werden über Druckspeicher, wie sie

auch im Druckguss verwendet werden, aufgebracht [Czerwinski2006]. Im Anschluss,

d.h. während der Erstarrung, wird ein Nachdruck aufgebracht, um ein Nachspeisen

und somit Vermindern der Erstarrungsporosität zu ermöglichen. Nach der

Nachdruckphase folgt die restliche Kühlphase, während bereits ein neuer Schuss

aufdosiert wird [Lohmüller2005, Scharrer2008].

In einigen Arbeiten [z.B. Lohmüller2003, Lohmüller2005, Eibisch2005, Scharrer2006,

Scharrer2008] sind die diversen Vorteile, die das Magnesiumspritzgießen gegenüber

dem konventionellen Druckguss bietet, zusammengefasst. Für die vorliegende Arbeit

ist zum einen die Verbesserung der Qualität des Gefüges, durch Vermeidung der

dendritischen Vorerstarrung und Verringerung der Porosität und zum anderen die

Möglichkeit zur einfachen Legierungsentwicklung von Bedeutung.

In Abbildung 2.9 ist eine Magnesiumspritzgießmaschine mit patentierter zusätzlicher

Dosiereinheit zur Legierungsentwicklung dargestellt. Durch das patentierte

Dosiersystem können einer Basislegierung Legierungszusätze zugegeben werden.

Im Gegensatz zum Druckguss ergibt sich daraus der Vorteil ohne erheblichen

schmelzmetallurgischen Aufwand die Zusammensetzung zu variieren. Während im

Druckguss die Bereitstellung von mehreren 100 kg je Legierungssystem in

Schmelzöfen erforderlich ist, genügt beim Magnesiumspritzgießen die Herstellung

weniger Kilogramm Granulat der Basislegierung und der Legierungskomponente. Mit

Grundlagen 13

dem Verfahren konnten bereits eine Reihe von Legierungen mit Kalzium oder hohen

Sr-Gehalten bis 5 % problemlos vergossen werden [Eibisch2006, Eibisch2008,

Kömpel2009].

Abbildung 2.9: Schematischer Aufbau einer Spritzgießmaschine für Magnesiumlegierungen mit

patentierter Dosiereinheit [Singer2004].

2.3.2 Gefügeausbildung

Bei Verarbeitung zwischen Solidus- und Liquidustemperatur setzt sich das im

Magnesiumspritzgießen entstehende Gefüge aus festen α-Primärglobuliten und der

in der Kavität erstarrenden Restschmelze zusammen. Durch die kontinuierliche

Scherung zwischen Zylinderwandung und Schnecke wird die sich in der Regel

dendritisch ausbildende Festphase zu Globuliten umgeformt. Dies verringert die

Viskosität der teilflüssigen Schmelze um mehrere Größenordnungen. Die primäre

Festphase und die Schmelze verweilen je nach Zykluszeit und Schussgewicht

mehrere Minuten bei der Gießtemperatur im Zylinder, wodurch von einem nahezu

vollständigen Diffusionsausgleich ausgegangen werden kann [Nandy2006,

Kramer2009].

Die Größe und Form der primären Festphase ist von der Scherzeit, der Scherrate

und dem Festphasengehalt abhängig. Mit sinkender Gießtemperatur nimmt der

Anteil der Festphase stark zu [Carnahan1999, Czerwinski2003]. Exemplarische

Gefügeaufnahmen einer AZ91-Legierung vergossen im Magnesiumspritzgießen mit

unterschiedlichen Festphasenanteilen zeigt Abbildung 2.10. Der mittlere

Durchmesser der primären Festphase variiert hierbei nach Czerwinski bei den für

das Magnesiumspritzgießen typischen Festphasenanteile von 0 – 40 % zwischen 55

und 75 µm. Bei höheren Festphasenanteilen nimmt die mittlere Globulitengröße bis

auf 35 µm ab [Czerwinski2003]. In der Arbeit von Scharrer ergab sich bei konstanter

Scherrate unabhängig vom Festphasenanteil (fs = 0 – 45 %) eine konstante mittlere

14 Grundlagen

Festphasengröße von 40 µm [Scharrer2008]. Bei der Einformung der Festphase

kann es zu Einschlüssen von Restschmelze kommen, die sich auch in den

Gefügebildern erkennen lassen [Czerwinski2003].

Abbildung 2.10: Mikrostruktur einer AZ91-Legierung aus dem Magnesiumspritzgießen mit

unterschiedlichen Festphasenanteilen (a) 78 %; (b) 50.2 %; (c) 12,9 % aus [Czerwinski2003].

Während man bei der primären Festphase annehmen kann, dass diese sich nahezu

im thermodynamischen Gleichgewicht befindet, erstarrt die Restschmelze unter

hohen Abkühlgeschwindigkeiten. Es ergibt sich ein Konzentrationsprofil bei

Fortschreiten der Erstarrungsfront. Diese Vorgänge lassen sich näherungsweise

durch das Scheil-Modell beschreiben [Scharrer2008].

Der flüssige Anteil der thixotropen Schmelze erstarrt in der Kavität unter Ausbildung

einer sekundären, dendritischen α-Phase und einem Eutektikum, das sich aus

tertiärer α-Phase und der β-Phase Mg17Al12 zusammensetzt (vgl. Abbildung 2.11).

Abbildung 2.11: Gefügeausbildung der Legierung AZ91 bei Verarbeitung im Magnesium-

spritzgießen. Neben der primären Festphase erstarrt die Restschmelze zu sekundärer α-Phase

und einem Eutektikum aus tertiärer α-Phase und Mg17Al12 (ß-Phase). Ein höherer Festphasen-

anteil (rechts) führt zu einer stärkeren Vernetzung des Eutektikums [Scharrer2008].

Die primäre Festphase weist aufgrund der Erstarrung bei relativ hoher Temperatur

geringe Al-Gehalte auf, wodurch eine Aufkonzentration der Legierungselemente in

der Restschmelze erfolgt. Dies führt zu einer stärkeren Vernetzung des Eutektikums

im Vergleich zu niedrigeren Festphasenanteilen [Scharrer2008, Eibisch2008].

Grundlagen 15

2.4 Kriechverhalten von Magnesium und seinen Legierungen

2.4.1 Theoretische Grundlagen

Der Begriff Kriechen bezeichnet allgemein die zeitabhängige plastische Verformung

bei konstanter Last und Temperatur. Ab einer homologen Temperatur von etwa 0,4

spielt die Kriechverformung zunehmend eine Rolle [Bürgel2006]. Mit steigender

Temperatur wird durch thermische Aktivierung die plastische Verformung zunehmend

von der Verformungsgeschwindigkeit abhängig. Man unterscheidet zwischen

Versetzungs- und Diffusionskriechen einhergehend mit Korngrenzengleiten

[Frost1982].

Abbildung 2.12: Ideale Kriechkurve eines Werkstoffes mit den drei Bereichen: primäres

(Übergangs-), sekundäres (stationäres) und tertiäres (beschleunigtes) Kriechen nach

[Ilschner1973].

Die Kriechkurve beschreibt die Verformung in Abhängigkeit der Zeit und durchläuft

dabei drei Bereiche, siehe Abbildung 2.12. Im primären Kriechstadium nimmt die

Verformungsgeschwindigkeit bzw. Kriechrate, die sich aus der Ableitung der

Dehnung während des Kriechens nach der Zeit ergibt, stetig ab. Hierbei überwiegt

die Verfestigung durch Erhöhung der Versetzungsdichte gegenüber der Erholung. Im

sekundären Kriechbereich stellt sich ein Gleichgewicht zwischen verfestigenden und

entfestigenden Mechanismen ein, was dazu führt, dass die Kriechrate ihr Minimum

erreicht. Dieser stationäre Zustand wird abgelöst durch das tertiäre Kriechen. Dabei

steigt die Kriechrate aufgrund zunehmender Dominanz der Entfestigung an, was am

Ende im Zugkriechversuch zum Kriechbruch führt [Bürgel2006, Ilschner1973,

vonBuch2000, Pekguleryuz2003b].

Als Kenngröße für die Kriechfestigkeit eines Werkstoffes wird oftmals die minimale

Kriechrate aus dem technisch und wissenschaftlich relevanten sekundären Kriech-

stadium herangezogen [Luo2004]. Die Kriechgeschwindigkeit ist im sekundären

Kriechstadium sowohl über einen Arrheniusterm mit der Temperatur verknüpft

Kri

ech

verf

orm

un

g

Zeit

primäres Kriechen sekundäres Kriechen

tertiäres Kriechen

d /dt e = minimaleKriechrate

Bruch

16 Grundlagen

(Gleichung (2.1)), als auch von der Spannung abhängig. Die Spannungsabhängigkeit

kann, wie in Gleichung (2.2) dargestellt, durch ein Potenzgesetz („Norton’s Law“)

ausgedrückt werden [Ilschner1976].

RT

Qexp~ε C

min (2.1)

n

min σ~ε (2.2)

mit der minimalen Kriechrate minε , der angelegten Spannung σ, dem Spannungs-

exponenten n, der Aktivierungsenergie Qc, der allgemeinen Gaskonstanten R und

der Temperatur T.

Aus den zwei Beziehungen ergibt sich unter Berücksichtigung einer Struktur-

konstanten A die folgende Gleichung:

RT

QexpσAε Cn

min (2.3)

Dieser phänomenologische Ansatz eignet sich gut um reale Kriechprozesse von

reinen und mischkristallverfestigten Metallen zu beschreiben [Vogel2002]. Schon in

den 60er Jahren zeigten Sherby und Dorn unter Anderen, dass in reinen Metallen die

Aktivierungsenergie der Größe der Selbstdiffusion entspricht [Sherby1968, Nix1979].

Dies erklärt sich dadurch, dass der geschwindigkeitsbestimmende Schritt bei der

Kriechverformung das Klettern von Stufenversetzungen erfordert, d.h. der Prozess

durch Diffusion gesteuert wird [Bürgel2006].

Bei sehr hohen Spannungen kommt es zum sogenannten „power law breakdown“ mit

stark beschleunigter Kriechverformung, in diesem Bereich verliert das Potenzgesetz

seine Gültigkeit [Sherby1968, Ilschner1973].

Um Festigkeitsbeiträge insbesondere bei teilchengehärteteten Legierungen aber

auch einigen unverstärkten Legierungen zu erklären, wird das Potenzgesetz zur

Bestimmung der minimalen Kriechrate oft durch Einführung einer sogenannten

Schwellspannung σ0 modifiziert [Lund1976, Arzt1994, Vogel2002, Zhang2001,

Zhang2005, Kunst2008]. Dieses Modell besagt, dass die effektive Spannung, die zur

Verformung beiträgt, nicht der gesamten angelegten Last entspricht, sondern um

einen temperaturunabhängigen Betrag reduziert wird. Durch Berücksichtigen der

Schwellspannung im Kriechgesetz (2.3) ergibt sich die Gleichung (2.4).

RT

QexpσσAε Cn

0min (2.4)

Die Schwellspannung wird meist mit Teilchen-Versetzungs-Wechselwirkungen in

Verbindung gebracht [Lund1976, Spigarelli2001, Vogel2002]. Deshalb wird die

Hinderniswirkung von feinverteilten Partikeln oder Ausscheidungen als mögliche

Grundlagen 17

Ursache genannt. Die Einführung einer konstanten Schwellspannung postuliert

allerdings, dass es einen Spannungsbetrag gibt, unterhalb dessen keine plastische

Deformation auftritt [Lund1976, Vogel2002].

Für Materialien, die als Verbund von weichen und harten Bereichen aufgefasst

werden können, eignet sich das Verbundmodell zur Beschreibung. Ursprünglich

wurde dieser Ansatz für Materialien mit heterogener Versetzungsverteilung

entwickelt [Nix1979, Mughrabi1983], fand in der Literatur aber auch oft Anwendung

auf zweiphasige Mg-Legierungen [Blum2005, Spigarelli2008, Spigarelli2009,

Amberger2011]. Nach diesem Modell muss im Mittel die Gesamtspannung σGesamt

wirken. Dazu muss für die Spannungen, die auf den harten σH und weichen

Bereichen σW wirken, der jeweilige Volumenanteil berücksichtigt werden (VH:

Volumenanteil harte Bereiche). Die Gesamtspannung entspricht der angelegten

Spannung und lässt sich nach Gleichung (2.5) berechnen.

WHHHGesamt σ)V1(σVσ (2.5)

In der Regel wird davon ausgegangen, dass bei zweiphasigen Legierungen keine

unabhängige Verformung der einzelnen Phasen möglich ist, da sonst die

Kompatibilität, bzw. der Zusammenhalt des betrachteten Festkörpers, nicht mehr

gegeben ist. Daraus folgt, dass die Verformungsraten in den harten Hε und weichen

Bereichen Wε identisch sein müssen und der gemessen Kriechrate Gesamtε des

Verbundes entsprechen:

WHGesamt εεε (2.6)

Es ist allgemein anerkannt, dass verschiedene Kriechmechanismen im sekundären

Kriechstadium wirken, wobei in der Regel einer dominiert [Pekguleryuz2010]. Der

Spannungsexponent und die Werte der Aktivierungsenergie fürs Kriechen geben

dabei Hinweise auf den jeweils wirkenden Kriechmechanismus. Dabei sind die

beiden Kenngrößen nicht für alle Temperaturen und Spannungen konstant, was

darauf hindeutet, dass verschiedene Verformungsmechanismen in unterschiedlichen

Spannungs- und Temperaturbereichen wirken [Pekguleryuz2003b]. Für Versetzungs-

kriechen wird von Spannungsexponenten der Größe n = 4 – 7 berichtet [Luo2004,

Pekguleryuz2010], was auch dem in der Regel bei Reinmetallen im mittleren

Spannungsbereich ermittelbaren Werten (zwischen 4 und 5) entspricht. Bei

mehrphasigen Legierungen kann der Spannungsexponent auch deutlich höhere

Werte annehmen [Bürgel2006].

Einen wesentlichen Einfluss auf die bestimmenden Mechanismen beim Kriechen

haben das Temperatur- und das Spannungsniveau. Die Mechanismen sind im

Wesentlichen Versetzungsprozesse, Diffusionsprozesse, Korngrenzengleiten

18 Grundlagen

[Dargusch1998a, vonBuch2000] und Korngrenzenwandern [Pekguleryuz2010, Reed-

Hill1973].

2.4.2 Kriechverhalten von Reinmagnesium

Eine homologe Temperatur von etwa 0,4 entspricht für reines Magnesium mit einem

Schmelzpunkt von 650°C etwa 96 °C, somit ist bereits bei dieser Temperatur mit

Kriechverformung zu rechnen. Einen Überblick über wirkende Mechanismen in

Reinmetallen in Abhängigkeit von der homologen Temperatur und der angelegten

Spannung bei angegebener Korngröße wird in sogenannten „Deformation-maps“

gegeben. Frost und Ashby erstellten 1982 aus einer Vielzahl von bis dahin in der

Literatur zu findenden Untersuchungen eine derartige Verformungsmechanismus-

karte für Reinmagnesium, wie Abbildung 2.13 für polykristallines Magnesium der

Korngröße 0,1 mm zeigt [Frost1982]. Im Folgenden werden einzelne Unter-

suchungen zu den Kriecheigenschaften von Reinmagnesium vorgestellt.

Abbildung 2.13: Verformungsmechanismuskarte von polykristallinem Magnesium der Korn-

größe 0,1 mm [Frost1982].

Unterhalb von 327 – 477 °C (0,65 – 0,81 Tm) und Spannungen zwischen 8,2 und

21 MPa wurde von Vagarali et. al bei einem Spannungsexponenten von n = 5,2 – 6,5

Versetzungsklettern als wirkender Kriechmechanismus identifiziert. Die Aktivierungs-

energie entspricht dabei mit Q = 130 kJ/mol nahezu dem Wert für die Selbstdiffusion

von Magnesium (134 kJ/mol [Shewmon1954]). Für Temperaturen oberhalb von 327

– 477 °C, Spannungen zwischen 3,7 und 6,3 MPa und einem Spannungsexponenten

von etwa n = 6 wurde eine Spannungsabhängigkeit der Aktivierungsenergie

Grundlagen 19

(Q = (140 ± 10 kJ/mol) + (295 MPa / σ)) festgestellt. Der dominierende Kriech-

mechanismus entsprach Quergleitung der Versetzungen aus der Basalebene in die

Prismenebenen. Bei gleichen Temperaturen, aber niedrigeren Spannungsniveaus

(< 2,5 MPa) dominierte das Diffusionskriechen mit einem Spannungsexponenten von

n = 1 und einer Aktivierungsenergie nahe der Selbstdiffusion [Vagarali1981]. Die

Ergebnisse decken sich mit der Verformungsmechanismuskarte.

Weitere Untersuchungen zum Kriechverhalten von polykristallinem Reinmagnesium

wurden z.B. von McTegart [McTegart1961] durchgeführt, der die Mechanismen

Basalgleitung und Bildung von Subkornstrukturen und bei Temperaturen oberhalb

von bereits 300 °C Quergleitung auf prismatischen Ebenen identifiziert. In den

Arbeiten von Milicka et al. [Milicka1970] und Crossland und Jones [Crossland1972]

wird als dominierender Mechanismus bei hohen Temperaturen pyramidales

Quergleiten in Magnesium vorgeschlagen.

Auch Untersuchungen von Northwood und Smith an Reinmagnesium bei

Temperaturen von 25, 100 und 200 °C zeigen mehrere Bereiche unterschiedlicher

Kriechmechanismen. Der Spannungsexponent in deren Arbeiten zeigt einen Über-

gang von n = 2,2 bis 3,3 bei niedrigen Spannungen (< 30 MPa bei 200 °C) zu n = 5,3

bis 10,3 bei hohen Spannungen (> 35 MPa bei 200 °C) für niedrige Kriech-

temperaturen. Dieser Wechsel der Spannungsexponenten erfolgt bei den niedrigeren

Temperaturen zu höheren Spannungen [Northwood1986].

2.4.3 Kriechverhalten von Mg-Al-Legierungen

Die am häufigsten eingesetzten Magnesiumdruckgusslegierungen sind Vertreter der

AZ- und der AM-Reihe. Aufgrund ihrer geringen Warmfestigkeit ist der Einsatzbereich

auf Temperaturen unterhalb von 120°C beschränkt. Diese zur Mg-Al-Reihe

gehörenden Legierungen gelten als nicht warm- bzw. kriechfest [Pekguleryuz2003b,

Luo2004, Gao2005].

In der Literatur lassen sich unterschiedliche Theorien finden, was der Grund für die

moderate Kriechbeständigkeit der aluminiumhaltigen Mg-Legierungen ist. Im

Folgenden soll ein Überblick über die in der Literatur ermittelten Kriechmechanismen

und die Einflussgrößen, wie Mg17Al12-Phase, Al-Gehalt, Korngröße und Festphasen-

gehalt, auf die Kriechbeständigkeit dieser Legierungsklasse gegeben werden.

Wirkende Kriechmechanismen in Mg-Al-Legierungen

Der dominierende Kriechmechanismus in Mg-Al-Legierungen bei erhöhter

Temperatur wird meist mit Versetzungskriechen angegeben, dies geht auch aus

Tabelle 2.2 hervor, in der eine Auswahl an Untersuchungen an Mg-Al-Legierungen

hinsichtlich der Kriechmechanismen gegeben ist.

20 Grundlagen

Tabelle 2.2: Literaturüberblick über Kriechparameter und vorgeschlagene Kriechmechanismen

für einige Mg-Al-Legierungen

T [°C] σ [MPa] Zug/ Druck

n Q [kJ/mol] Kriechmechanismus

AZ91 Druckguss

RT 60 – 120 Z 4,6 106 Versetzungsklettern [Miller1991]

150 30 – 100 Z 6,9 Versetzungsklettern [Regev1997]

180 30 – 100 Z 5,4 Versetzungsklettern

125 20 – 50 Z 1,5 Korngrenzengleiten

[Dunlop1997] [Dargusch1998a] [Dargusch1998b]


150 20 – 40 Z 1,6 Korngrenzengleiten


125 – 175 30 Z 44 Korngrenzengleiten

AZ91 Massel

120 – 180 40 – 115 Z 11 Versetzungsbewegung auf

Basalebenen, Quergleiten,

Kavitationsbildung an

β-α-Grenzfläche

[Regev1998] 120 – 180 100 Z 220 – 94

AZ91 Massel T6

275 25 – 55 D 4,95

121 (45 MPa) – 171 (25 MPa)

Versetzungsklettern

[Guo2007] 300 25 – 55 D 4,74 Versetzungsklettern

325 15 – 45 D 3,6 Versetzungsklettern, Quergleiten

AZ91 Blech

200 – 350

(*)

Z 5 Versetzungsklettern

[Somekawa2005] < 267 Z 96 Diffusion entlang Versetzungen

> 267 Z 126 Selbstdiffusion

AM60 Druckguss

150 20 – 80 D, Z 4,0 Versetzungsklettern [Agnew2000]

AM50 Druckguss

150 – 225 60 – 100 Z 6 126 Versetzungsklettern [Terada2003]

(*) ermittelt aus Geschwindigkeitswechselversuchen mit 1×10−4

bis 8×10−2

s−1

Dehnraten

Grundlagen 21

Abbildung 2.14: Temperaturnormierte Auftragung der

Literaturwerte aus Kriechversuchen für AZ91 aus dem

Druckguss. Im Spannungsbereich > 50 MPa (σ/G =

0.003) werden ähnliche Spannungsexponenten er-

mittelt und deuten auf Versetzungskriechen. Bei

geringeren Spannungen berichten Dunlop und

Dargusch [Dunlop1997] von einem Wechsel des domi-

nierenden Kriechmechanismus.

1E-3 0.0110

-10

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

2

1

1

AZ91 Druckguss

[Dunlop1997]

[Regev1997]

[Blum2000]

[Eibisch2008]

e mink

BT

/ D

Gb

/ G

6

Nach Dargusch et al. [Dargusch2009] und Blum et al. [Blum2005] wird die

Versetzungsbewegung durch

basales Gleiten und Klettern

bestimmt. Die konventionellen

Mg-Al-Legierungen zeigen meist

Spannungsexponenten von n = 4

– 6 [z.B. Miller1991, Regev1997,

Dunlop1997, Somekawa2005,

Terada2003, Eibisch2008], wel-

che für Versetzungskriechen

typisch sind. Für AZ91 aus dem

Druckguss wird dies in

Abbildung 2.14 anhand einer

temperaturnormierten Auftragung

von Literaturergebnissen dar-

gestellt. In dem Spannungs-

bereich > 50 MPa (σ/G 0,003),

ähneln sich die ermittelten

Spannungsexponenten und deu-

ten auf Versetzungskriechen. In

diesem Bereich wurde von

Dargusch und Dunlop

[Dunlop1997, Dargusch1998a,

Dargusch1998b] eine Aktivie-

rungsenergie von 94 kJ/mol ge-

funden, was nahe den Werten für Diffusion entlang von Versetzungen (92 kJ/mol)

und auch Korngrenzdiffusion liegt (80 kJ/mol). Für Spannungen unterhalb 50 MPa

wurde in deren Arbeiten jedoch ein Wechsel des Spannungsexponenten zu n < 2

und eine Aktivierungsenergie von 30 – 45 kJ/mol ermittelt. Diese Werte können nach

Meinung der Autoren auf Korngrenzengleiten und auf die Aktivierungsenergie

diskontinuierlicher Mg17Al12-Ausscheidung, die nach Uchida und Shinya

[Uchida1995] 30 kJ/mol beträgt, zurückgeführt werden. Die diskontinuierlichen

Ausscheidungen während des Kriechens sollen ein Korngrenzengleiten bzw. –

wandern begünstigen. Nach Roberts erzeugen diese Ausscheidungen in Mg-Al-

Legierungen dreimal so viel Korngrenzfläche wie ursprünglich vorhanden

[Roberts1956]. Untersuchungen an einer Probe, die mit Markern versehen wurde,

zeigen Versatz an den Korngrenzen und stützen die Annahme, dass Korngrenzen-

gleiten einen Beitrag zur Verformung leistet [Dargusch1998a, Dargusch1998b].

Durch die Ermittlung der minimalen Kriechraten bereits nach 100 h in den Arbeiten

von Dunlop und Dargusch [Dunlop1997, Dargusch1998a, Dargusch1998b] können

22 Grundlagen

die Kriechraten jedoch insbesondere bei geringen Spannungen überschätzt werden.

Eine Beeinflussung der ermittelten Spannungsexponenten und Aktivierungsenergien

weisen die Autoren allerdings zurück [Dargusch1998b].

Regev et al. [Regev1997, Regev1998] geben als wirkende Mechanismen beim

Kriechen von AZ91 Proben aus dem Druckguss und aus der Massel Versetzungs-

bewegung auf Basalebenen, Quergleiten auf nicht-basalen Ebenen und inter-

kristalline Kavitationsbildung ausgehend von der β-α-Grenzfläche an. Dies

begründen die Autoren durch den Spannungsexponenten, im TEM gefundene Ver-

setzungen auf Nichtbasalebenen an den Druckgussproben und durch im Gefüge

beobachtete Trennung der Mg17Al12/Matrix-Grenzfläche in der Massel nach Kriech-

verformung. Korngrenzengleiten wird von den Autoren nicht genannt, trotz

Überschneidung der Temperatur- und der Spannungsbereiche mit den von Dargusch

und Dunlop [Dargusch1998a, Dargusch1998b] ermittelten Bereichen für diesen

Mechanismus.

Zusammenfassend lässt sich sagen, dass meist Versetzungskriechen eine domi-

nierende Rolle bei der Kriechverformung von Mg-Al-Legierungen spielt. Bei geringen

Spannungen, die für die Anwendung wichtig sind, besteht jedoch Uneinigkeit über

weitere Beiträge wie beispielsweise Korngrenzengleiten.

Einfluss des Al-Gehaltes auf die Kriechbeständigkeit von Mg-Al-Legierungen

Der Einfluss des Al-Gehalt auf die Kriechbeständigkeit der Legierungen wird in der

Literatur unterschiedlich beobachtet und es existieren verschiedene Ansätze zur

Erklärung der Effekte. Für Al-Gehalte bis 3 % in binären Mg-Al-Legierungen wird eine

Verringerung der Kriechverformung mit zunehmendem Aluminiumgehalt beobachtet

[Sato2000]. Legierungen dieser Gehalte bestehen nahezu ausschließlich aus Mg-

Mischkristall. Ab Gehalten von etwa 2 % Al entsteht in Mg-Al-Gusslegierungen neben

den Mg-Körnern ein Eutektikum aus Mg17Al12 und eutektischem α-Mg, welches mit

steigendem Al-Gehalt zunimmt [Dahle2001].

Die überwiegende Meinung für Al-Gehalte über 3 % ist, dass sich eine

Aluminiumzugabe negativ auf die Kriechbeständigkeit auswirkt [z.B. Foerster1973,

Polmear1995, Dargusch1998a, Lee2006, Asl2009, Nie2009]. Als Begründung wurde

früher oft eine Erweichung der ß-Phase ab 120 °C genannt [Raynor1959, Luo1994,

Polmear1995, Asl2009], was jedoch unwahrscheinlich ist, wie der folgende Abschnitt

zeigen wird. Als weitere Erklärung werden die zunehmende Menge an diskonti-

nuierlichen Ausscheidungen und der damit einhergehende stärkere Beitrag an

Korngrenzengleiten geliefert [Dargusch1998a, Dargusch1998b, Asl2009]. Darüber

hinaus wird die Verringerung der Kriechbeständigkeit vereinzelt auf die Verfeinerung

der Korngröße bei Erhöhung des Al-Gehaltes [Lee2006] und die erhöhte Diffusion

Grundlagen 23

der Al-Atome – im Vergleich zu z.B. Cer-Atomen – in der Mg-Matrix zurückgeführt

[Nie2009].

In einer weiteren Arbeit zeigten Dargusch et al. [Dargusch2006] entgegen

vorhergehenden Untersuchungen eine Verbesserung der Kriecheigenschaften durch

Erhöhung des Al-Gehaltes. Die Autoren folgern, dass sich eine Zunahme an

Eutektikum bestehend aus Al-übersättigtem Mg-Mischkristall und ß-Phase positiv auf

die Kriecheigenschaften auswirkt [Dargusch2006]. Die untersuchten Legierungen mit

2 % bis 18 % Al-Gehalt unterscheiden sich allerdings nicht nur in der Menge des

Eutektikums, sondern auch in dessen Ausprägung (siehe Abbildung 2.15). Die

unterschiedlichen Gefüge weisen zum Teil nur Mischkristall, teilweise isolierte

Bereiche an Eutektikum bis hin zu einem Netzwerk aus eutektischen Phasen auf.

Eine Reduzierung der Effekte auf die Menge an Eutektikum stellt demnach eine

starke Vereinfachung dar und muss in Frage gestellt werden.

Abbildung 2.15: Mikrostruktur der Legierungen Mg–5 Gew.% Al (links), Mg–9 Gew.% Al (Mitte),

und Mg–14 Gew.% Al (rechts). Mit zunehmendem Al-Gehalt nimmt die Menge an Eutektikum

bestehend aus Al-übersättigtem Mg-Mischkristall und ß-Phase zu [Dargusch2010].

In der Literatur gibt es jedoch auch Annahmen, dass sich der Al-Gehalt nicht auf die

Kriechbeständigkeit auswirkt. Blum et al. [Blum2005] behaupten, dass AZ91 sich im

Kriechversuch wie ein Mg-3%Al-Mischkristall verhält. Nach ihnen können zwar die

vorhandenen Mg17Al12-Phasen erweichen, dem sollen aber die Ausscheidungen, die

während des Kriechens gebildet werden, durch Härtung der Korngrenzbereiche

entgegenwirken.

Der Literaturüberblick zeigt, dass der Einfluss des Al-Gehaltes auf die Kriech-

eigenschaften nicht eindeutig geklärt ist. Es gibt unterschiedliche Meinungen, wobei

aber überwiegend eine Verringerung der Kriechbeständigkeit bei Erhöhung des Al-

Gehaltes berichtet wird.

Einfluss der Mg17Al12-Phase auf die Kriechbeständigkeit von Mg-Al-

Legierungen

In der Literatur gibt es verschiedene Ansätze zur Erklärung der mäßigen Kriech-

beständigkeit der aluminiumhaltigen Magnesiumlegierungen. Als Hauptgrund wird oft

24 Grundlagen

Abbildung 2.16: Mikrohärte in Abhängigkeit von der

Temperatur für Mg-Matrix und intermetallische

Phasen Mg17Al12 und Mg2Si. Die Mg17Al12-Phase zeigt

bei Temperaturen bis 200 °C keinen signifikanten

Härteverlust.

0 100 200 300 400

0

100

200

300

400

500 Mg

2Si [Yoo2004]

Mg17

Al12

[Yoo2004]

Mg17

Al12

[Fukuchi1975]

Mg (Matrix) [Yoo2004]

Vic

kers

härt

e i

n H

V

Temperatur in °C

der hohe Gehalt an Mg17Al12-Phase, die in Form grober Partikel auf den Korngrenzen

vorkommt, genannt [Raynor1959]. Der geringe Schmelzpunkt von 437 °C dieser

vorhandenen Mg17Al12-Phase führte zu Vermutungen, dass es zu einem Erweichen

der Phasen bei Temperaturen ab 120 °C kommt und somit Korngrenzengleiten

verursacht wird [Raynor1959, Luo1994, Polmear1995].

Es existieren jedoch Unter-

suchungen von Yoo et al. an AZ91

und AZ61-Si-P [Yoo2004] und von

Fukuchi und Watanabe an stöchio-

metrischer ß-Phase [Fukuchi1975,

Fukuchi1980], die zeigen, dass die

Härtewerte dieser intermetallischen

Phase bei steigender Temperatur

keinen signifikanten Verlust bis zu

200 – 250 °C zeigen, wie in

Abbildung 2.16 dargestellt ist.

Demnach kann ein Erweichen der

Phase bereits ab 120 °C ausge-

schlossen werden. Die Auftragung

zeigt zudem, dass die Mg2Si-

Phase, die als thermisch stabil gilt

[Dargusch1998b, Bronfin2001,

Zhang2005, Pekguleryuz2010],

einen deutlich stärkeren Härte-

abfall von Raumtemperatur bis 150 °C aufweist. Im Temperaturbereich zwischen 150

und 200 °C, somit der für den Einsatz in Motornähe relevante Temperaturbereich

[Pekguleryuz2003a], in dem auch üblicherweise Kriechversuche an Mg-Legierungen

durchgeführt werden, liegen die Härtewerte für Mg2Si und Mg17Al12 auf ähnlichem

Niveau.

Ein weiteres Argument gegen die Erweichung der Mg17Al12-Phase konnten zum

Beispiel Dargusch [Dargusch1998a] und Blum et al. [Blum1998] nachweisen: Trotz

Erhöhung des Volumenanteils an ß-Phase durch eine Wärmebehandlung wurden die

Kriecheigenschaften verbessert.

Eine weitere Erklärung lieferten Dargusch und Dunlop [Dunlop1997, Dargusch1998b,

Dargusch1998a], die die mikrostrukturelle Instabilität für die verringerte Kriech-

festigkeit verantwortlich machen. Die während des Kriechens diskontinuierlich aus

den aluminiumübersättigten Randbereichen des α-Mischkristalls ausgeschiedenen

Mg17Al12-Phasen führen zur Wanderung von Großwinkelkorngrenzen, was Korn-

grenzengleiten zur Folge hat [Dargusch1998b]. Bestätigt wird dies dadurch, dass die

gemessenen Aktivierungsenergien mit 35 – 45 kJ/mol im Bereich derer zur diskonti-

Grundlagen 25

nuierlichen Ausscheidung von Mg17Al12 (30 kJ/mol [Uchida1995]) lagen und ein

Spannungsexponent von n = 2 für Spannungen unterhalb 50 MPa ermittelt wurde,

der auf Korngrenzengleiten hindeutet [Dunlop1997, Dargusch1998b].

Ji et al. [Ji2006] weisen einerseits darauf hin, dass die Mg17Al12-Phase Korngrenzen

pinnen und somit ein Korngrenzengleiten bzw. Korngrenzenwandern reduzieren

kann. Andererseits verweisen sie auch auf Arbeiten von Han et al. [Han2004], nach

welchen Spannungsspitzen an den intermetallischen Phasen entstehen können.

Diese können zu verstärkter Verformung in den Randbereichen der α-Körner nahe

der Grenzfläche führen. Regev et al. [Regev1998] beobachteten zudem inter-

kristalline Separation ausgehend von den β-Phasen in AZ91. Die Autoren kommen

zu dem Schluss, dass eine Reduzierung der Mg17Al12-Phase zu einer Verbesserung

der Kriechbeständigkeit führen sollte. Han et al. [Han2004] sehen in der Verbes-

serung der AZ91 nach Lösungsglühen einen Beweis dafür, gehen aber nicht auf den

gleichzeitig wirkenden Effekt der erhöhten Mischkristallhärtung ein.

Einfluss der Korngröße auf die Kriechbeständigkeit von Mg-Al-Legierungen

Die Korngröße von Magnesiumlegierungen ergibt sich aus der Kombination von

Abkühlbedingungen, Legierungszusammensetzung und der Art von vorhandenen

Keimbildnern [Dahle2001]. Gleichung (2.3) für die minimale Kriechrate wird oftmals

in allgemeinerer Form mit der folgenden Korngrößenabhängigkeit erweitert

[Spigarelli2001, vonBuch2002, Vagarali1981]:

RT

Qexpσ

d

1Aε Cn

pmin (2.7)

Dieser Ansatz ist insbesondere bei Korngrenzengleiten sinnvoll. Das Korngrenzen-

gleiten führt zum einen zu erhöhten Deformationen und zum anderen durch

Schwächung der Korngrenze zu einer Lasterhöhung auf die restliche Matrix

[Dargusch1998a]. Wenn Korngrenzengleiten dominiert entspricht der Korngrößen-

exponent meist p = 2 oder 3 [delValle2007].

Der Einfluss der Korngröße auf die Kriecheigenschaften von AZ91 wurde von

Spigarelli et al. bei 100 MPa untersucht. Dabei wurden Proben aus unterschiedlichen

Verfahren – Druckguss, Thixoforming, Squeeze Casting und Kokillenguss – mit-

einander verglichen. Die Autoren fanden beispielsweise für AZ91 aus dem Kokillen-

guss mit einer Korngröße von 300 µm eine um etwa eine Größenordnung geringere

Kriechrate als druckgegossene oder durch Thixoformen hergestellte AZ91. Der er-

mittelte Exponent für die Korngrößenabhängigkeit liegt bei p = 0,59 [Spigarelli2001].

Mordike und Lucak [Mordike1996] erklärten die um mehr als zwei Größenordnungen

höhere minimale Kriechrate bei 150 °C und 50 MPa einer AZ91 hergestellt über

Rapid Solidification im Vergleich zu AZ91 Squeeze Cast über die Korngröße. Diese

26 Grundlagen

Abbildung 2.17: Minimale Kriechraten bei 150 °C und

60 MPa Kriechspannung für AZ91 aus unterschied-

lichen Herstellverfahren. Es ist keine eindeutige

exponentielle Abhängigkeit von der Korngröße er-

kennbar.

103

104

105

106

10-9

10-8

10-7

10-61000 100 10 1

AZ91

= 60 MPa

T = 150 °C

mittlere Korngröße in µm

Thixomolding

TM, [Eibisch2008]

TF, [Evangelista1999]

DG, [Regev1997]

SC, [Slenicka2000]

DG, [Eibisch2008]

DG, [Dargusch1998b]

Squeeze

Casting

Druckguss

Thixoformen

1

1

min

. K

riech

rate

in

s-1

inverse mittlere Korngröße in m-1

1

1

1

1

1

1

ist mit 1,5 µm im Vergleich zu 11,6 µm etwa eine Größenordnung kleiner. Über die

Korngrößenabhängigkeit σ ~ 1/d2 konnte der Sprung in der Kriechrate erwartet

werden.

Eibisch et al. [Eibisch2008] untersuchten die Kriechbeständigkeit von Mg-

spritzgegossener AZ91 mit unterschiedlichen Festphasengehalten und erklärten die

Verbesserung der Kriecheigen-

schaften bei erhöhten Fest-

phasengehalten durch die Er-

höhung der mittleren Korngröße.

Für den Exponenten der Korn-

größenabhängigkeit ergab sich

bei 60 MPa Prüfspannung p = 1.

Gleichzeitig werden in der Arbeit

aber weitere mögliche Effekte,

durch die veränderte Mikro-

struktur, auf die Kriechbeständig-

keit diskutiert.

In Abbildung 2.17 sind die

minimalen Kriechraten über die

inverse Korngröße für AZ91 bei

150 °C und 60 MPa aus unter-

schiedlichen Arbeiten aufgetra-

gen. Zusätzlich ist zur Orien-

tierung die Gerade für p = 1 ein-

gezeichnet. Das Diagramm bein-

haltet sowohl Ergebnisse aus dem

Druckguss [Eibisch2008, Dargusch1998b, Regev1997], als auch dem Mg-

Spritzgießen [Eibisch2008], dem Thixoforming [Evangelista1999] und dem Squeeze

Casting Verfahren [Slenicka2000].

Aus den Ergebnissen und der Streuung bezüglich des Exponenten p in der Literatur

ist keine eindeutige Abhängigkeit erkennbar. Offenbar spielen neben der Korngröße

noch andere Faktoren eine Rolle. Die Literaturübersicht in Abbildung 2.17 kann aber

als Hinweis gewertet werden, dass Korngrenzengleiten bei feinkörnigen Mg-

Legierungen eine Rolle spielt.

Einfluss des Festphasenanteils auf das Kriechverhalten von Mg-Al-

Legierungen

Eibisch et al. beobachteten, dass mit steigendem Festphasenanteil die minimale

Kriechrate für AZ91 insbesondere bei niedrigen Spannungen sinkt [Eibisch2008].

Grundlagen 27

Abbildung 2.18 zeigt die Norton-Auftragung der minimalen Kriechraten für

spritzgegossene AZ91 mit Festphasengehalten von 0 – 50 %. Mikrostrukturell

wurden bei Reduzierung der Gießtemperatur durch den gestiegenen Festphasen-

gehalt drei Effekte beobachtet, die einen Einfluss auf die Kriechfestigkeit der

Legierung haben könnten. Zum einen konnte eine Erhöhung der mittleren Korngröße

durch den steigenden Anteil an großen Primärphasen festgestellt werden, zum

anderen wurde eine Erhöhung des Aluminiumgehaltes sowohl im primären als auch

im sekundären α-Mg gemessen. Als dritter Effekt wird die stärkere Vernetzung der

Mg17Al12-Phase bei höheren Festphasengehalten genannt.

Abbildung 2.18: Links: Norton-Auftragung der minimalen Kriechraten von AZ91 mit unter-

schiedlichen Festphasengehalten. Proben mit höheren Anteilen an Primärphase zeigen ins-

besondere bei niedrigeren Spannungen eine Verbesserung der Kriechbeständigkeit. Rechts:

inverser Zusammenhang zwischen der sekundären Kriechrate und Korngröße [Eibisch2008].

Die Verbesserung der Kriechfestigkeit wurde in [Eibisch2008] auf die Erhöhung der

mittleren Korngröße zurückgeführt, nachdem die indirekte Abhängigkeit der

minimalen Kriechrate von der mittleren Korngröße bestätigt wurde. Als Ansatz diente

hierzu die um die Korngröße erweiterte Gleichung (2.7) für die Kriechrate im

sekundären Kriechbereich. Die Ergebnisse aus [Eibisch2008] führten zu einem p-

Wert von etwa 1.

Auch Frank et al. [Frank2006] untersuchten das Kriechverhalten von AZ91

hergestellt im Druckguss, Thixomolding und New Rheocasting Verfahren. Sie

betonten den Einfluss des Korngrenzengleitens auf die Kriechverformung weshalb

der Volumenanteil an Korngrenzen einen Effekt auf die Kriecheigenschaften hat.

Durch Einbringen von größeren primären Festphasen im Thixomolding oder in noch

höherem Maße im New Rheocasting kann der Anteil an Korngrenzengleiten an der

50 100 150

10-10

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

AZ91

T = 150°C

emin

e(t=200h)

n45%

= 6.4

TG= 605 °C, f

s=0-2%

TG= 595 °C, f

s=8-13%

TG= 590 °C, f

s=10-30%

TG= 585 °C, f

s=35-50%

n0%

= 5.5

min

. K

riech

rate

in

s-1

Kriechspannung in MPa

104

105

106

10-8

10-7

10-6100 10 1

AZ91

= 60 MPa

T = 150 °C

fs= 0 %

fs= 3 %

fs= 11 %

fs= 13 %

fs= 45 %

d (µm)

Druckguss

Thixo-

molding

1

1

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1


28 Grundlagen

Abbildung 2.19: Kriechstauchung einiger Mg-

legierungen und der Al-Legierung A380 bei

70 MPa und 150 °C. AZ91 zeigt die schlechteste

Kriechbeständigkeit [Pekguleryuz2003b].

AZ91AS41

AS21AE42

AJ52

AJ62

A380

0

2

4

6

20

22

T = 150 °C

= 70 MPa

200 h

Kri

ech

sta

uch

un

g i

n %

Verformung verringert werden. Dies zeigt sich besonders an den geringen

Kriechraten im New Rheocasting.

2.4.4 Kriechverhalten warmfester Magnesiumlegierungen

Ein Vergleich der Kriechstauchung der warmfesteren Legierungen (AS21, AS41,

AE42, AJ52 und AJ62) zu AZ91 und zu der Al-Druckgusslegierung A380 ist in

Abbildung 2.19 dargestellt.

Bemühungen die Kriechbeständigkeit der Mg-Al-Druckgusslegierungen zu erhöhen

führten in der Vergangenheit zu

folgenden Ansätzen:

Viele warmfeste Legierungen be-

sitzen einen geringen Al-Gehalt (~ 2

– 4 %) um die Übersättigung im Mg-

Mischkristall und damit auch die

diskontinuierliche Ausscheidung von

Mg17Al12-Phase zu verringern bzw.

zu vermeiden. Zusätzlich werden

Legierungselemente hinzugefügt, die

Ausscheidungen bilden, um die

Korngrenzen zu pinnen.

Ein weiterer Ansatz, um den Al-

Gehalt etwas erhöhen zu können, ist

das Aluminium durch Legierungs-

elemente in intermetallischen Pha-

sen abzubinden und damit die übersättigten Kornrandbereiche zu vermeiden.

Gleichzeitig bilden sich diese intermetallischen Phasen meist in den inter-

dendritischen Bereichen aus, wo sie entweder das Korngrenzgleiten verhindern, als

Hindernisse für Versetzungen wirken oder auch ein stabilisierendes Netzwerk

ausbilden können. Weiter bestehen Bemühungen fein verteilte stabile Ausschei-

dungen oder ein gelöstes Element, das nicht so schnell durch die Mg-Matrix

diffundiert, in den Mg-Mischkristall einzubringen, um Versetzungen zu pinnen

[Luo2004, Yang2008, Pekguleryuz2010].

Tabelle 2.3 gibt einen Überblick über Vertreter verschiedener Legierungsklassen,

deren Kriechparameter und von unterschiedlichen Forschergruppen vorgeschlagene

Kriechmechanismen. Im Folgenden wird zusammenfassend auf die Legierungs-

klassen eingegangen und die Unterschiede zu den Mg-Al-Legierungen erläutert.

In den AS-Legierungen bilden sich Mg2Si Phasen, die die Korngrenzen pinnen

sollen. Gleichzeitig wird durch den reduzierten Al-Gehalt die Ausscheidung von ß-

Phase verringert [Dargusch1998a, Dargusch1998b, Blum2001, Zhang2005]. Erhöhte

Grundlagen 29

Spannungsexponenten werden vereinzelt über die Anwendung des Schwell-

spannungskonzepts erklärt [Zhang2005]. Die AS-Legierungen zeigen jedoch nur eine

geringe Verbesserung der Kriechbeständigkeit gegenüber AZ91.

Im Gegensatz zu Silizium binden die Elemente der Seltenen Erden Aluminium in

intermetallischen Phasen. Diese bilden sich verzweigt an den Korngrenzen aus, was

effektiv das Korngrenzengleiten verhindern soll [Pettersen1996, Zhang2009,

Zhang2011]. Neben diesen intermetallischen Phasen wird zum anderen vermutet,

dass die im Mischkristall gelösten RE-Atome die Verbesserung der mechanischen

Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen bewirken [Foerster1973]. Auch in den AE-

Legierungen werden hohe Spannungsexponenten ermittelt, diese werden z.B. durch

einen möglichen ‚power law breakdown‘ [Moreno2003] oder das Wirken einer

Schwellspannung [Dieringa2009] begründet. Spigarelli [Spigarelli2009] erklärt die

Ergebnisse über das Verbundmodell, wobei er das Material als Verbund von weichen

Phasen und harten eutektischen Bereichen ansieht, die die gleichen Verformungs-

raten aufweisen müssen. Die Ausscheidungshärtung durch Phasen während der

Erstarrung und während des Kriechens in den harten Bereichen wurde durch

Einführung einer Schwellspannung berücksichtigt.

Auch in den Erdalkalimetallhaltigen AX- und AJ-Legierungen wird Al durch Ca bzw.

Sr gebunden und es werden erhöhte Spannungsexponenten gefunden

[Amberger2011, Eibisch2008, Terada2003, Terada2009, Bai2006, Zhao2007,

Kunst2008]. Zwischen diesen Legierungsklassen lassen sich einige Parallelen

erkennen. Die Mg17Al12-Phase wird zunehmend unterdrückt, das Eutektikum bildet

sich zunächst lamellar aus und die Al-Übersättigung im α-Mischkristall wird ver-

ringert. Mit steigendem Ca- bzw. Sr-Gehalt bilden sich die intermetallischen Phasen

zunehmend vernetzt entlang der Korngrenzen aus [Amberger2011, Eibisch2008,

Kunst2008]. Der positive Einfluss dieses Netzwerks aus intermetallischer Phase auf

die Kriechbeständigkeit wird von verschiedenen Autoren berichtet [Bai2006,

Eibisch2008, Kunst2008, Amberger2011] und wird von Amberger an AZ91 + Ca

mittels Verbundmodel erklärt [Amberger2009, Amberger2011]. Eine Quantifizierung

der Vernetzung erfolgt meist überhaupt nicht, oder nur über die Angabe der mittleren

freien Weglänge [Amberger2011], welche jedoch durch unterschiedliche Korngrößen,

Ausscheidungen im Korninnern und lamellares Eutektikum beeinflusst wird. In AJ-

Legierungen spielt bei hohen Sr-Gehalten laut Baril et al. [Baril2003] die Mg-Al-Sr-

Phase eine wichtige Rolle für die gute Kriechbeständigkeit. Auch nach Kunst

[Kunst2008] bildet sich durch diese zusätzlich ausgeschiedene ternäre Phase das

Netzwerk stabiler aus, als bei rein lamellarem Eutektikum.

30 Grundlagen

Tabelle 2.3: Literaturüberblick über Kriechparameter für einige warmfeste Mg-Al-Legierungen

T [°C] σ [MPa] Zug/ Druck

N Q [kJ/mol] Kriechmechanismus

AS21

125 30 – 80 Z 2,1 36 – 44 Korngrenzengleiten, diskontinuierliche Mg17Al12-Ausscheidung [Dargusch1998a]

[Dargusch1998b]

150 30 – 70 Z ~ 2 36 – 44

70 – 80 Z ~ 5 Versetzungskriechen

175 40 – 80 Z 5,4 94

70 – 150 75 – 150 D 13 – 19 Versetzungskriechen, Schwellspannung

[Zhang2005]

AE42

150 – 175 50 – 80 Z 3,4 – 5,5 Versetzungskriechen [Moreno2003]]

150 – 175 70 – 100 Z 37 – 44 ‚power law breakdown‘

150 – 240 40 – 120 D 6,3 – 8,2 Versetzungsgleiten, -klettern, Schwellspannung, untersch. Zwillingsbildung in Zug/Druck

[Dieringa2009] 150 – 240 40 – 120 Z 14 – 22

AE44

125 – 150 80 – 120 Z 27 – 30 105 – 175 Verbundmodell + Schwellspannung

[Spigarelli2009]

AX52

150 – 225 100 Z 10 142 Versetzungsklettern [Terada2003] [Terada2009]

AX53

150 40 – 70 Z 1,5 40 – 120 (83MPa)

Korngrenzengleiten [Luo2002]

150 70 – 100 Z 8,5 Versetzungsgleiten

AXZ951

150 110 – 230 D 13 Verbundmodell [Amberger2011]

200 80 – 170 D 10

AJ51

175 35 – 70 D 8,3 76 – 125 Korngrenzendiffusion, Mg-

Selbstdiffusion; [Zhao2007]

175 50 – 90 Z 2,4 – 15,1 22 – 233 diskontinuierliches ß, Partikelverstärkung

AJ42

150 – 200 50 – 80 Z 5,1 – 12,4 123(70MPa) Vernetzung [Bai2006]

AJ43

150 – 200 50 – 80 Z 5,2 – 17,4 92(70MPa) Vernetzung [Bai2006]

AJ62 + Al

150 – 200 35 – 90 Z 8 125 Vernetzung, Schwellspannung

[Kunst2008]

AJ62


[Kunst2008]

AJ62 + Sr


[Kunst2008]

Experimentelles 31

3 Experimentelles

3.1 Verwendete Materialien

Als Basislegierungen für das Spritzgießen wurden in dieser Arbeit Materialien der

Firmen Ecka Granules, Non Ferrum, Magnesium Elektron Ldt. (MEL) und Norsk

Hydro verwendet. Als Legierungen kamen AZ91, AZ70, AM60, AM50, AM40, AM20,

AJ52 und AJ62 zum Einsatz. Die chemische Soll-Zusammensetzung nach

Spezifikation oder nach gesetzten Vorgaben für den Hersteller ist in Tabelle 3.1

dargestellt. Die Verarbeitung der Masseln zu Granulat der Güte Tix03 und Tix08

erfolgte durch die Firma Non Ferrum bzw. Ecka Granules GmbH. Die Granulatgröße

liegt hierbei zwischen 1,0 mm und 3,15 mm mit einem Feinanteil von maximal 3 %.

Die Basislegierung AM20 wurde bei der Neue Materialien Fürth GmbH (NMF)

zerspant.

Tabelle 3.1: Zusammensetzung der verwendeten Ausgangsmaterialien AZ91, AZ70, AM60,

AM50, AM40, AM20, AJ52 und AJ62 nach 1) ASTM-Norm B93/B93M-09, 2) DIN EN 1753 bzw.

nach 3) NMF-Vorgaben an den Hersteller.

Hersteller Al Zn Mn Sr Si

(max) Cu

(max) Ni

(max) Fe

(max)

AZ911)

NonFerrum 8,5 - 9,5 0,45 - 0,90 0,17 - 0,40 0,08 0,025 0,001 0,004

AZ703)

Ecka 6,5 - 7,5 0,3 - 0,7 0,17 - 0,40 0,08 0,008 0,001 0,004

AM601)

Ecka 5,6 - 6,4 max. 0,20 0,28 -0,50 0,08 0,008 0,001 0,004

AM501)

Ecka 4,5 - 5,3 max. 0,20 0,28 -0,50 0,08 0,008 0,001 0,004

AM403)

MEL 3,8 - 4,2 max. 0,20 0,30 - 0,40 0,08 0,008 0,001 0,004

AM202)

Norsk Hydro 1,7 – 2,5 max. 0,20 Min. 0,1 0,05 0,008 0,001 0,004

AJ521)

MEL/NonFerrum 4,5 - 5,5 max. 0,20 0,26 - 0,50 1,8 - 2,3 0,08 0,008 0,001 0,004

AJ621)

MEL/NonFerrum 5,6 - 6,6 max. 0,20 0,26 - 0,50 2,1 - 2,8 0,08 0,008 0,001 0,004

Als zusätzliche Legierungselemente kamen Sr und Al zum Einsatz. Um eine

Oxidation der Legierungskomponente an Luft zu vermeiden und um eine bessere

Vermengung zu einer homogenen Schmelze in der Schnecke zu gewährleisten,

wurde Strontium in Form einer Vorlegierung zudosiert. Der verwendete Legierungs-

zusatz MgSr30 von Magnesium Elektron Ldt. mit 30 % Sollkonzentration des

Legierungselementes wurde bei NMF zu Granulat zerspant. Aluminium wurde in

Form eines zu Granulat gehäckselten Rein-Al-Drahtes (aus dem Temconex®-

Prozess) mit dem Basisgranulat vermengt und über die Hauptdosierung in den

Prozess gebracht.

32 Experimentelles

Abbildung 3.1: Gussteil

„Zugstäbe“ mit Anguss-

system und Überlauf-

bohnen.

3.2 Herstellung der Proben

3.2.1 Spritzgießen der Zugstäbe nach ASTM B 557-02a

Die Herstellung der in dieser Arbeit verwendeten Proben erfolgte an einer

Magnesiumspritzgießmaschine der Firma Japan Steel Works (JSW) vom Typ

JLM220-MG mit einer Schließkraft von 220 t. Die bei der Neue Materialien Fürth

GmbH stehende Anlage erlaubt Schussgewichte bis zu etwa 660 g.

Die Mg-Al- und Mg-Al-Sr-Legierungen wurden überwiegend vollflüssig verarbeitet,

d.h. die Gießtemperatur wurde knapp über der Liquidustemperatur eingestellt. Für

AZ91 und AZ91 mit Sr-Zusätzen erfolgten Abgüsse im

teilflüssigen Temperaturbereich.

Die Proben wurden wie in Abbildung 3.1 ersichtlich in einer

Zweifachkavität abgegossen. Das Angusssystem teilt sich

dabei auf zwei Gießläufe auf, durch die beide

Bauteilkavitäten über Filmangüsse gefüllt werden. Oberhalb

der Bauteilkavität sind die Überlaufbohnen angeordnet, die

Oxide und Trennmittelreste aufnehmen können. An dieser

Stelle erfolgt auch die Anbindung ans Vakuumsystem. Die

Überlaufbohnen werden nach dem Abguss zusammen mit

dem Angusssystem abgebrochen. Die Geometrie der

Zugstäbe ist in der ASTM-Norm B 557-02a mit einer

Gesamtlänge von 230 mm, einer Messlänge von 50,8 mm

und einem Durchmesser von 6,35 mm festgelegt. Die

Proben können als komplettes Gussteil ohne weitere

Bearbeitung in einer Zugprüfmaschine getestet werden.

3.2.2 Probenentnahme für weitere Untersuchungen

Die Entnahme der Kriechproben erfolgte nach der in Abbildung 3.2 dargestellten

Skizze. Mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Höhe von 7 mm wurden die

Proben aus der Messlänge der Zugstäbe gedreht. Pro Zugstab konnten hierbei 5 – 7

Kriechproben gewonnen werden.

Abbildung 3.2: Zugstabgeometrie nach ASTM B 557-02a mit Kriechprobenentnahme aus der

Messlänge.

50,8 mm

7 mmØ 9,52 mm Ø 6,35 mm Ø 5 mm

57,15 mm

50,8 mm

7 mmØ 9,52 mm Ø 6,35 mm Ø 5 mm

57,15 mm

Experimentelles 33

Die Schliffentnahme erfolgte überwiegend innerhalb der Messlänge und teilweise am

Schaft. Zur Festphasenanalyse wurden allerdings ausschließlich Schliffe aus der

Messlänge herangezogen.

3.2.3 Wärmebehandlungen der Proben

Um den Einfluss der Mg17Al12-Ausscheidungen und der Mischkristallhärtung zu

erörtern wurden verschiedene Wärmebehandlungen in einem Kammerofen des Typs

CWF 1100 der Firma Carbolite GmbH mit einem Schutzgaseinsatz durchgeführt. Als

Schutzgas diente Argon, mit einer Durchflussrate von 1 – 2,5 l/min.

Die Dauer der Wärmebehandlung zur Auslagerung (T5) betrug 5 bis 200 h bei

150 °C. Dies soll zum einen die Zeitabhängigkeit der Ausscheidungen aufzeigen und

zum anderen durch nachfolgende Kriechexperimente den Unterschied zu unbe-

handelten Proben aufweisen.

Des Weiteren wurde an Proben der Mg-Al-Legierungen eine Lösungsglühung (T4)

durchgeführt um die vorhandenen Mg17Al12-Phasen vollständig zu lösen und einen

Mischkristall mit homogen gelöstem Aluminium zu erhalten. Als Glühtemperatur

wurde 425 °C für eine Dauer von 8 h gewählt.

3.3 Elementanalyse mittels Glimmentladungsspektrometer

Mit Hilfe der Glimmentladungsspektrometrie können elementare Bulkanalysen, Ober-

flächenuntersuchungen und Tiefenprofile durchgeführt werden. Die Messung der

Zusammensetzungen der Magnesiumlegierungen erfolgte mit einem Gerät vom Typ

GD-Profiler der Firma Jobin Yvon. Das Glimmentladungsspektrometer verfügt über

einen Polychromator mit 36 Elementkanälen. Ein zusätzlicher Monochromator

erlaubt die Messung eines weiteren Elementes aus dem Spektrum.

Das Gerät arbeitet mit einem Niederdruck-Plasma in dem Argonionen auf die Probe

treffen und Atome herausschlagen. Diese werden in den angeregten Zustand über-

führt und emittieren Lichtquanten von elementspezifischen Wellenlängen. Diese

werden mit Hilfe der Optik detektiert. Zur quantitativen Analyse werden Kalibrier-

messungen an Referenzmaterialien durchgeführt aus deren Ergebnisse die Eich-

kurven für die jeweiligen Elemente berechnet werden.

Die Messungen der Legierungen wurden an Proben aus dem Angussbereich oder an

zuvor um etwa 0,5 mm heruntergeschliffenen Überlaufbohnen durchgeführt.

3.4 Thermodynamische Berechnungen mittels CompuTherm

Zur Berechnung des Erstarrungsverlaufs und der entstehenden Phasen der

untersuchten Magnesiumlegierungen stand bei NMF das Modul CompuTherm der

34 Experimentelles

Software ProCast zur Verfügung, dessen Datenbank auf der CALPHAD-Methode

basiert.

Für die jeweiligen Legierungen wurde sowohl die Erstarrung nach Scheil ermittelt, als

auch die Berechnungen unter Gleichgewichtsbedingung durchgeführt.

3.5 Mikrostrukturelle Untersuchungen

3.5.1 Metallographische Probenpräparation

Zur Gefügeanalyse und Ermittlung der Härte wurden die Legierungen metallo-

graphisch präpariert. Hierzu wurden Proben aus den Bauteilen getrennt und in

Technovit 4071 eingebettet. Nach dem Aushärten des Epoxidharzes wurden die

Schliffe an einer Schleifmaschine der Firma Struers vom Typ LabPol-21 mit SiC-

Schleifpapier bis zu einer Körnung von 2400 präpariert. Nach einer anschließenden

Reinigung im Ultraschallbad mit Ethanol wurden die Schliffe an einer TegraForce-5

Poliermaschine von Struers mit einer 3 μm Diamantsuspension DiaPro auf einer MD-

Mol Polierscheibe bearbeitet. Nach darauf folgender erneuter Reinigung im Ultra-

schallbad werden die Schliffe auf einer MD-Chem-Scheibe mit einer zum Teil

verdünnten OPS-Lösung ca. 15 s ätzpoliert. Zum Abschluss erfolgte eine Reinigung

im Ultraschallbad.

Optional erfolgte im Anschluss eine weitere Gefügeätzung in einer 1%-igen HNO3-

Lösung für wenige Sekunden und anschließend eine Reinigung in Ethanol.

3.5.2 Lichtmikroskopie und Bestimmung des Festphasenanteils

Zur Gefügeanalyse stand ein Lichtmikroskop vom Typ Axioskop 2 MAT der Firma

Carl Zeiss AG mit Objektiven der Vergrößerung 25x, 50x, 100x, 200x, 500x und

1000x zur Verfügung. Die Gefügeaufnahmen wurden mit Hilfe der Software

analySIS® von Soft Imaging Systems gemacht. Die Festphasenauswertung erfolgte

ebenfalls über das Programm, in dem über den Farbschwellwert die primäre

Festphase von der Restschmelze separiert und ausgewertet wurde.

3.5.3 Gefügeanalyse mittels Rasterelektronenmikroskop

Weitere detailliertere Gefügeanalysen wurden an den Rasterelektronenmikroskopen

(REM) vom Typ Phillips XL30 und vom Typ Quanta 450 der Firma FEI, welche mit

EDX-Detektoren ausgestattet sind, am Lehrstuhl Werkstoffkunde und Technologie

der Metalle (WTM) der Universität Erlangen-Nürnberg durchgeführt. Die Aufnahmen

erfolgten dabei meist mit einer Beschleunigungsspannung von 15 kV. Verschiedene

Bereiche der Gefüge, wie Primärglobuliten, Restschmelze und intermetallische

Experimentelles 35

Phasen wurden mit Hilfe der Energy Dispersive X-Ray (EDX) Analyse mit einer

Beschleunigungsspannung von 10 - 15 kV auf ihre Elementzusammensetzung

untersucht.

Des Weiteren wurden Untersuchungen an einer FIB (Focused Ion Beam) Work-

station vom Typ Cross Beam 1540Esb mit In Lense und SE Detektor durchgeführt.

Das Gerät steht am Lehrstuhl für Allgemeine Werkstoffeigenschaften der Universität

Erlangen-Nürnberg.

3.5.4 Gefügeuntersuchungen an der Mikrosonde

Um einen Überblick über die elementare Verteilung im Gefüge zu erhalten wurden

Messungen an einer Elektronenstrahl-Mikrosonde des Typs JXA 8100 der Firma Jeol

am Lehrstuhl WTM durchgeführt. Aus den Messausschnitten ergaben sich Mappings

der Konzentrationen von Magnesium, Aluminium, Zink und Kalzium bzw. Strontium

mit einer Auflösung von 1 µm. Aus diesen Mappings wurden die Linescans aus-

gearbeitet und einzelne Gefügebestandteile ausgewertet

3.5.5 Phasenanalyse mittels Röntgendiffraktometrie

Zur Bestimmung der vorhandenen Phasen in den Legierungen wurden Messungen

mit Hilfe eines Röntgendiffraktometers am Lehrstuhl für Glas und Keramik der

Universität Erlangen-Nürnberg durchgeführt. Verwendet wurde ein Gerät vom Typ

D500 der Firma Siemens.

Das Diffraktometer detektiert Wellenlänge und Intensität der auftretenden Reflexe,

die mittels der Software DIFFRACplus in ein Röntgendiffraktogramm umgewandelt

werden. Dieses kann anhand einer Datenbank, die Informationen über die Lage der

Reflexe (2θ-Winkel) der einzelnen Phasen enthält, ausgewertet werden. Die Mes-

sung erfolgte über einen 2θ – Bereich von 0° – 70°.

3.5.6 Quantifizierung der Phasenanteile und des Vernetzungsgrades

Um die Phasenanteile der ternären und der Al4Sr-Phase in Mg-Al-Sr-Legierungen zu

quantifizieren, wurden in einem Bildbearbeitungsprogramm die im Rasterelektronen-

mikroskop von der binären Phase unterscheidbare Massivphase der Mg-Al-Sr-

Legierungen rot eingefärbt (vgl. Abbildung 3.3 a). So konnte anschließend mit der

Software Analysis unter entsprechender Einstellung der Schwellwerte eine Phasen-

analyse durchgeführt werden, wobei der Anteil an ternärer Phase und an Al4Sr-

Phase bestimmt wurde (vgl. Abbildung 3.3 b). Für die Quantifizierung der

intermetallischen Phasen in den Mg-Al-Legierungen war keine Bearbeitung der Bilder

36 Experimentelles

nötig, da sich nur eine signifikante intermetallische Phase bildet und somit keine

Unterscheidung nötig ist.

Abbildung 3.3: Quantifizierung der Anteile an ternärer Phase und Al4Sr (oben) und Anwendung

des Linienschnittverfahrens zur Bestimmung der mittleren Korngröße und des Vernetzungs-

grades (unten) am Beispiel einer AJ-Legierung. a) Vorbereitung zur Phasenquantifizierung

durch manuelles Einfärben der ternären Phase; b) Phasenerkennung (Al4Sr und Mg-Al-Sr) der

Software über Schwellwerteinstellungen; c) Vorbereitung zur Bestimmung des Vernetzungs-

grades und der Korngröße durch Markieren der Korngrenzen ohne intermetallische Phase;

d) Linienschnittverfahren.

Zur Bestimmung der Korngröße und des Vernetzungsgrades wurde das Linien-

schnittverfahren angewendet. Dazu wurde die REM-Aufnahme wiederum in einem

Bildbearbeitungsprogramm aufbereitet. Die Korngrenzen, die nicht von intermetal-

lischen Phasen benetzt sind, wurden blau eingezeichnet (vgl. Abbildung 3.3 c), so

dass diese durch Setzen der Farbschwellwerte leicht auszuwerten waren. Das

Linienraster zur Auswertung wurde mit einem Linienabstand von 2 µm auf das Bild

gelegt (vgl. Abbildung 3.3 d). Durch Unterscheidung der Schnittpunkte an Korn-

a) b)

c) d)

Experimentelles 37

grenzen mit intermetallischer Phase und an Korngrenzen ohne intermetallische

Phase wurde der Vernetzungsgrad bestimmt.

Für Materialien mit Fest-Flüssigphasen wird der Grad des 3-dimensionalen Kontakts

der Festphase mit dem Begriff der Kontiguität CSS beschrieben [Underwood1970].

Die Kontiguität lässt sich über Gleichung (3.1) berechnen.

SLVSSV

SSV

SSSS2

S2C

(3.1)

Dabei stellt (SV)SS die fest-fest und (SV)SL respektive die fest-flüssig Grenzflächen pro

Volumeneinheit dar. Die Größe kann durch quantitative Mikroskopie an 2-dimen-

sionalen Querschliffen bestimmt werden. Unter Anwendung stereologischer

Prinzipien lässt sich die Grenzfläche pro Volumeneinheit SV durch die Anzahl an

Punkten pro Testlinie PL ausdrücken:

LV P2S (3.2)

Die statistische Herleitung dafür findet sich in [Underwood1970]. Daraus ergibt sich

die Formel zur Ermittung der Kontiguität im Querschliff.

SLLSSL

SSL

SSPP2

P2C

(3.3)

mit (PL)SS – Anzahl der Schnittpunkte pro Testlinie mit fest-fest Grenzfläche und

(PL)SL – Anzahl der Schnittpunkte pro Testlinie mit fest-flüssig Grenzfläche.

Um den Grad der Vernetzung der intermetallischen Phasen zu bestimmen muss die

Formel angepasst werden:

ααLSSL PP (3.4)

IP/KGLIPαLSLL P2PP (3.5)

(PL)αα – Anzahl der Schnittpunkte pro Testlinie mit α-α-Grenzfläche (KG ohne IP)

(PL)αIP – Anzahl der Schnittpunkte pro Testlinie mit α-IP-Grenzfläche

(PL)KG/IP – Anzahl der Schnittpunkte pro Testlinie mit Korngrenzen mit IP

Da nicht der Kontakt zwischen der α-Phase gesucht wird, sondern der Grad der

Vernetzung ergibt sich hierfür die folgende Formel:

IP/KGLααL

IP/KGL

IP/KGLααL

ααL

IPPP

P

P2P2

P21C

(3.6)

Ebenso konnte aus der ermittelten Gesamtschnittpunktanzahl und der Gesamtlänge

der Linien die mittlere Korngröße d der α-Körner bestimmt werden [Ilschner2010].

38 Experimentelles

xPP

Lxd

IP/KGLααL

(3.7)

mit der Länge je Testlinie L und der Anzahl der Linien x.

3.6 Zugprüfung

Die mechanischen Eigenschaften wurden mit einer Universalprüfmaschine vom Typ

Zwick Roell Z100 der Firma Zwick GmbH & Co. KG ermittelt. Die Längenänderung

der Probe wurde über einen Makro-Feindehnungsaufnehmer und die Last mittels

einer 100 kN Kraftmessdose aufgenommen. Ermittelt wurden die Streckgrenze Rp0.2,

die Zugfestigkeit Rm und die Bruchdehnung εB bei einer Prüfgeschwindigkeit von

3 mm/min bei RT und 150 °C. Für die Temperierung kam ein Konvektionsluftofen EC

76B-1-0-2-0 der Firma Severn Furnaces Ltd. zum Einsatz. Die Auswertung erfolgte

mit der Software testXpert® der Firma Zwick GmbH & Co. KG.

3.7 Prüfung der Kriechverformung

3.7.1 Druckkriechversuche an zylindrischen Proben

Die Kriecheigenschaften der Legierungen unter

Druckbelastung wurden an vier Zeitständen der

Firma Applied Test Systems Inc. vom Typ Series

2330 Lever arm Tester untersucht.

Der schematische Aufbau des Druckgestänges und

die Anordnung der Thermoelemente, die zur

Überwachung der Temperaturverhältnisse dienen,

sind in Abbildung 3.4 dargestellt. Die Kriechproben

besitzen eine zylindrische Geometrie mit 5 mm

Durchmesser und 7 mm Höhe. Während des

Versuchs wird die Deformation der Proben über

zwei induktive Extensiometer erfasst. Um die

Spannung trotz Querschnittsänderung konstant zu

halten wird die Last ständig nachgeregelt. Zur

Temperaturregelung sind an den Zeitständen

Umluftöfen vom Typ 3720A Split der Firma ATS

angebracht, die Temperaturen bis zu 600 °C

erreichen können. Die Auswertung erfolgt

rechnergestützt mit der Software WinCCS.

Die Kriechversuche zur Ermittlung der minimalen

Abbildung 3.4: Aufbau des

Druckkriechgestänges und Anord-

nung der Thermoelemente.

Experimentelles 39

Kriechraten erfolgten bei Temperaturen von 150 – 200 °C unter Kriechspannungen

zwischen 40 und 200 MPa. Zur Untersuchung unterschiedlicher Verformungsstadien

innerhalb eines Kriechversuches wurden Proben der gleichen Legierung unter

gleicher Druckspannung für unterschiedliche Zeiten belastet. Damit wurden

verschiedene Verformungsgrade realisiert.

3.7.2 Markerexperimente zur Ermittlung des Kriechmechanismus

Um den Kriechmechanismus von AZ91 und einem Teil der weiteren Legierungen

näher zu charakterisieren wurde ein Teil der Proben mittels Markerexperimente auf

Korngrenzengleiten untersucht. Hierzu wurde von den Kriechproben ein etwa 1 mm

hohes Segment des Zylinders abgeschliffen (vgl. Abbildung 3.5 links), um auf der

metallographisch präparierten Fläche Marker aufzubringen. Eine einfache und

schnelle Methode zur Aufbringung der Markerlinien besteht darin, die Probe über ein

SiC-Schleifpapier mit 4000er Körnung zu ziehen. Dies erzeugt Riefen im Gefüge, die

tief genug sind, um sie auch nach dem Kriechversuch zu sehen und schmal genug

um die Korngrenzen zu schneiden ohne viel vom Korn einzunehmen

[Freiberger2008]. Die Kriechversuche wurden im Anschluss wie in Abschnitt 3.6.1.

beschrieben unter Berücksichtigung des veränderten Querschnittes durchgeführt.

Nach dem Kriechversuch wurden die Markerlinien am Lichtmikroskop ausgewertet.

Ein Versatz an den Korngrenzen wurde als Korngrenzengleiten interpretiert

[Chokshi1990], eine Verformung im Korninnern bzw. gleichmäßige Krümmung der

Marker auch über mehrere Körner hinweg wurde einem anderen dominierendem

Verformungsmechanismus (Versetzungskriechen) zugeordnet. Abbildung 3.5 rechts

zeigt eine Skizze zu den möglichen beobachteten Markerlinienverläufen.

Abbildung 3.5: Schematische Darstellung einer Markerprobe (links) und Erläuterung zur Aus-

wertung der Markerexperimente (rechts). Korngrenzengleiten ist durch Versatz der Marker-

linien an den Korngrenzen erkennbar. Bei Deformation der Linien über weitere Bereiche

hinweg (linke Markerlinie), wird ein anderer Kriechmechanismus vermutet.

aa

a

a

Markerlinien

Versatz anKorngrenze

40 Ergebnisse Mg-Al-Legierungen


4.1 Zusammensetzung der untersuchten Legierungen

Tabelle 4.1 zeigt die mittels Glimmentladungspektrometrie gemessenen Gehalte der

Hauptlegierungselemente und die Gießtemperaturen der für diese Arbeit unter-

suchten Mg-Al-Legierungen.

Tabelle 4.1: Gießtemperaturen und Gehalte der Hauptlegierungselemente der untersuchten Mg-

Al-Legierungen in Gew.-%

Legierung Ausgangsmaterial Gießtemperatur Al Zn Mn

AZ91L AZ91 585 °C 8,5 0,58 0,20

AZ91L AZ91 605 °C 8,6 0,61 0,19

AZ91H AZ91 605 °C 9,3 0,69 0,19

AZ70 AZ70 610 °C 6,6 0,49 0,19

AM60 AM60 610 °C 5,9 0,11 0,26

AM50 AM50 627 °C 4,6 0,12 0,27

AM40 AM40 635 °C 3,8 0,03 0,31

AM30 AM20 + AM40 638 °C 2,8 0,02 0,40

AZ121 AZ91 + Al 595 °C 11,5 0,53 0,16

AZ141 AZ91 + Al 585 °C 13,6 0,54 0,17

AZ171 AZ91 + Al 585 °C 17,0 0,59 0,19

Die Zusammensetzungen der Legierungen AZ91, AM60 und AM50 erfüllen die in der

ASTM B93-2004 Norm angegebene Spezifikation (vgl. Kapitel 3.1). Da die

Legierungen AZ70 und AM40 speziell für die Neue Materialen Fürth GmbH

hergestellt wurde, existiert keine genormte Zusammensetzung. Dem Granulat-

hersteller wurde eine eigene Spezifikation vorgegeben, die eingehalten wurde.

Der wesentliche Unterschied der untersuchten konventionellen Legierungen besteht

in ihrem unterschiedlichen Aluminiumgehalt. Die AM-Legierungen weisen zudem im

Gegensatz zu den AZ-Legierungen nur sehr geringe Mengen Zink auf. Zink erhöht

zusätzlich die Festigkeit bei Raumtemperatur, der Einfluss bei Kriechverformung wird

aufgrund der geringen maximal vorhandenen Menge vernachlässigt. Es gibt keine

Hinweise darauf, dass der Zinkgehalt in AZ91 die Kriecheigenschaften beeinflusst.

Alle Erklärungen zum Kriechverhalten beziehen sich auf den Al-Gehalt beziehungs-

weise auf die Mg17Al12-Phase (vgl. Abschnitt 2.4.3).

Ergebnisse Mg-Al-Legierungen 41

4.2 Mikrostruktur der Mg-Al-Legierungen im Gusszustand

4.2.1 Mikrostrukturelle Betrachtung der spritzgegossenen AZ91

Bei Betrachtung von Abbildung 4.1, die die Mikrostruktur eines teilflüssig

vergossenen AZ91 Zugstabes zeigt, sind die typischen Gefügebestandteile der im

Magnesiumspritzgießen verarbeiteten Legierung erkennbar, vgl. Abschnitt 2.3.2.

Abbildung 4.1: Mikrostruktur von teilflüssig vergossener AZ91. Das Gefüge ist geprägt durch

globulitische primäre Festphase und in der Kavität erstarrte Restschmelze, bestehend aus

sekundärem α und entartetem Eutektikum aus α und β (Mg17Al12).

Die primäre α-Phase bildet sich durch Einformung der Dendriten bei der Scherung im

Zylinder globular aus (vgl. Kapitel 2.3.2). Die primären Festphasen weisen

Durchmesser in der Größenordnung 20 bis 100 µm auf. Neben der Primärphase liegt

im Gefüge die Restschmelze bestehend aus sekundären α-Körnern in der

Größenordnung von etwa 10 µm und eutektischen Phasen vor. Das Eutektikum

besteht dabei aus der tertiären bzw. eutektischen α-Phase und der intermetallischen

Mg17Al12-Phase. Des Weiteren lassen sich im Gefüge dunkle Einschlüsse unter-

schiedlicher Größe (meist kleiner 2 µm, vereinzelt bis zu 10 µm) finden, die mittels

EDX und Mikrosonde als Al-Mn-Fe-Phasen identifiziert werden konnten.

Der Festphasenanteil konnte im Lichtmikroskop zu 16 % für die Zugstäbe bei

Gießtemperatur von 585 °C ermittelt werden.

Die Rasterelektronenmikroskopische Aufnahme in Abbildung 4.2 links lässt zum

einen die relativ grobe Struktur der Mg17Al12-Phasen auf den Korngrenzen bzw.

Dendritengrenzen und zum anderen die Al-reiche Bereiche, die einen Saum um die

sekundäre α-Phase bilden, erkennen. Aufgrund des hohen Flächenanteils handelt es

sich nicht nur um das eutektische α-Mg, sondern zudem um die Al-reichen Rand-

bereiche der α-Körner. Die Verteilung des Aluminiumgehaltes in AZ91 konnte

anhand von Mikrosondenmessungen quantitativ ermittelt werden. Abbildung 4.2

rechts lässt erkennen, dass der Al-Gehalt in den α-Körnern, die in der Kavität

erstarren, einen deutlichen Anstieg von der Kornmitte (~3 %) zur Korngrenze hin

zeigt. An den Korngrenzen werden Werte im Bereich von 9 – 11 % erreicht. Da die

Primäres α-Mg

Restschmelze

Eutektikum

sekundäres α-Mg


Strahlbirne eine Größe von etwa 1 µm besitzt und als Schrittweite 0,5 µm gewählt

wurde, werden feinere Details nur schwer erfasst. Dies muss bei der Interpretation

der Messwerte mit berücksichtigt werden, da die feineren Details (< 1 µm) durch die

umgebenden Phasen verfälscht werden.

Abbildung 4.2: Rasterelektronische Gefügeaufnahme der Legierung AZ91 (links) zeigt die Al-

Übersättigung. Dabei handelt es sich um eutektisches α-Mg und die Randbereiche der α-

Körner. Rechts: Mikrosondenmessung an AZ91. Die Aluminiumverteilung zeigt in der α-Phase

eine deutliche Al-Zunahme von der Kornmitte (~3 % Al) zur Korngrenze (~10 – 12 %) hin.

Die Untersuchungen ergaben zudem bei teilflüssiger Verarbeitung unterschiedliche

Al-Gehalte für die in verschiedenen Stadien im Gießprozess erstarrten α-

Mischkristalle. In einer teilflüssig vergossenen AZ91-Legierung weist die primäre

Festphase einen Al-Gehalt von etwa 2,8 % auf, während in der sekundären α-Phase

im Korninnern bei einer Gießtemperatur von 585 °C ein Al-Gehalt von etwa 3,9 %

gemessen wurde. Dies liegt ähnlich zu den in vorhergehenden Arbeiten an

Stufenplatten unterschiedlichen Festphasengehaltes gemessenen Werten

[Scharrer2008] für AZ91: In der primären Festphase ergeben sich Al-Gehalte von

3,2 % und 5,1 % für die sekundäre α-Phase bei einem Festphasengehalt von 14 %.

Die höheren Werte lassen sich vermutlich daraus erklären, dass die Zusammen-

setzung der für die Stufenplatten verwendeten AZ91 von der für diese Arbeit

verwendeten abweicht. Der mittlere Aluminiumgehalt lag mit 9,3 % [Scharrer2008] im

Vergleich zu der für die hier vorgestellten Mikrosondenmessungen verwendeten

AZ91 Platten um knapp 1 % höher.

4.2.2 Einfluss des Al-Gehaltes auf die Mikrostruktur im Gusszustand

In Abbildung 4.3 sind exemplarische Gefügeaufnahmen einiger der im

Magnesiumspritzgießen vollflüssig verarbeiteten Mg-Al-Legierungen im Gusszustand

dargestellt.

Mg17Al12

Al-übersättigtes α-Mg


Abbildung 4.3: Vergleich der Gefüge von den Mg-Al-Legierungen AM30, AM50, AZ91 und AZ121

AZ141 und AZ171 im Gusszustand. Das Gefüge besteht aus Al-übersättigten Mg-Körnern

umgeben von Eutektikum (Mg17Al12 + eutektisches α-Mg). Dessen Menge nimmt mit steigendem

Al-Gehalt deutlich zu. AM30 zeigt nahezu kein Eutektikum, bis AZ91 bildet es sich isoliert aus

und bei höheren Al-Gehalten vernetzt es zunehmend.

Im Vergleich zu den teilflüssig vergossenen Legierungen findet man hierbei keine

globulitischen Primärphasen. Das Gefüge ist vergleichbar mit der Restschmelze bei

Verarbeitung mit Festphase. Die Mikrostruktur von AZ91 ist gekennzeichnet durch

die Al-übersättigten Mg-Körner umgeben von den eutektischen Phasen bestehend

aus Mg17Al12 und α-Mg, wie es auch von mehreren Autoren für Druckgussproben

beschrieben wird [Dargusch1998b, Dahle2001]. Auch durch Röntgendiffraktometrie

konnten Mg17Al12 und Mg-Mischkristall als die beiden Hauptphasen in AZ91

identifiziert werden. In allen Legierungen finden sich zusätzlich kleine – im Licht-

AM30

TG = 638 °C

AM50

TG = 630 °C

AZ91

TG = 605 °C

AZ121

TG = 595 °C

AZ141

TG = 585 °C

AZ171

TG = 585 °C


mikroskop dunkel und im Rasterelektronenmikroskop hell erscheinende – Al-Mn-

Phasen.

Ein geringer Aluminiumgehalt, wie in AM30, führt zu einem Gefüge, das nahezu

vollständig aus Mg-Körnern besteht. Diese zeigen zum Kornrand hin Seigerungen.

Nur vereinzelt lässt sich hier β-Phase erkennen.

Mit steigendem Al-Gehalt nimmt der Anteil intermetallischer β-Phase kontinuierlich

zu, wie auch von weiteren Autoren beobachtet [Dahle2001, Lee2006,

Dargusch2010]. Zunächst bildet sich diese recht isoliert im Gefüge aus, wie bei

AM50. AZ91 zeigt bereits größere Mengen an β-Phase, die jedoch noch relativ wenig

Kontiguität aufweisen. Ab Gehalten von etwa 12 % Aluminium (AZ121) lässt sich

eine signifikante Vernetzung der eutektischen Phasen beobachten. Bei AZ171

scheinen die eutektischen Bereiche zu vergröbern, besonders in Tripelpunkten der

Mg-Körner bilden sich teils sehr große Ansammlungen von ß-Phase mit

eingeschlossener, klar definierter eutektischer Mg-Phase. Diese Bereiche weisen

vermehrt eine Größenordnung von 10-15 µm auf. Die sich ändernde Morphologie der

eutektischen Phasen, die in einer Mg-18%Al-Legierung aus dem Druckguss

beobachtet wird, bezeichnen Dargusch et al. als faserförmig [Dargusch2010].

Phasengehalte

Zur Quantifizierung der Phasen wurden die CompuTherm-Berechnungen für aus-

gewählte Zusammensetzungen bis 12 % Aluminium herangezogen.

Abbildung 4.4: Gemessener ß-Phasenanteil einiger Mg-Al-Legierungen und eutektische

Phasenanteile in Abhängigkeit des Al-Gehaltes nach thermodynamischen Berechnungen.

Sowohl die Mg17Al12-Phase, als auch das eutektische α-Mg nehmen kontinuierlich mit

steigendem Al-Gehalt zu.

0 5 10 15

0

5

10

15

20

25

30

Mg17

Al12

nach Scheil

Eutektikum (a + ) nach Scheil

Mg17

Al12

gemessen

Ph

as

en

an

teil

e i

n V

ol-

%

Al-Gehalt in %

Mg-Al-Legierungen


Abbildung 4.5: Vernetzungsgrade der Mg-Al-

Legierungen in Abhängigkeit des Al-Gehaltes. Die

deutlich vernetzten Varianten (Al > 11 %) zeigen

Werte > 55 %.1

Diese ergaben nach dem Scheil-Modell in Vol.-% umgerechnet, die in Abbildung 4.4

dargestellten Anteile an intermetallischer Mg17Al12-Phase und eutektischem α-Mg.

Zusätzlich wurden von ausgewählten Legierungen die Phasenanteile stereologisch

anhand von rasterelektronischen Aufnahmen bestimmt. Die Ergebnisse sind

ebenfalls im Diagramm dargestellt. Wie bereits in den Gefügeaufnahmen erkennbar

nehmen die Phasenanteile kontinuierlich mit dem Al-Gehalt zu. Die gemessenen

Phasenanteile stimmen bei den höheren Al-Gehalten recht gut mit den thermo-

dynamisch nach dem Scheil-Modell berechneten Werten überein. Zu niedrigeren Al-

Gehalten werden jedoch deutlich geringere Phasenanteile gemessen. So lässt sich

bei der AM30-Legierung beispielsweise im Gefüge keine ß-Phase erkennen während

sich laut Berechnung rund 2 % ausscheiden sollte. Eventuell bildet sich die ß-Phase

in diesen Legierungen deutlich feiner aus, womit sie im Gefüge schwerer erkennbar

wird.

Vernetzungsgrad

Die zunehmende Vernetzung wurde

ebenfalls über den in Abschnitt

3.5.6 definierten Vernetzungsgrad

quantifiziert. Die Ergebnisse aus der

stereologischen Auswertung sind in

Abbildung 4.5 dargestellt.1

Der subjektive Eindruck bestätigt

sich. Während die AM-Legierungen

sehr niedrige Vernetzungsgrade

aufweisen, da die ß-Phase noch

völlig isoliert und in geringen

Mengen auftritt, zeigen die hoch

aluminiumhaltigen AZ-Varianten

Werte von 55 – 71 %. AZ91 liegt mit

etwa 37 % Vernetzungsgrad noch

deutlich darunter. In der Legierung

ist nur ein gutes Drittel der Korn-

grenzen mit ß-Phase belegt. Ein Vernetzungsgrad von 100 % wird nicht erreicht, da

dies bedeutet würde, dass alle α-Körner lückenlos von intermetallischer Phase

umschlossen sind. Ein durchgängiges Netzwerk, das eine Tragfunktion übernimmt,

wird allerdings schon deutlich vor 100 % erreicht, weil einzelne Unterbrechungen die

Funktion nicht ausschließen.

1 Ergebnisse z.T. aus im Rahmen des Promotionsvorhabens betreuter Masterarbeit [Scholz2012]


Al-Verteilung im Mg-Mischkristall

Im Licht- oder Rasterelektronenmikroskop lässt sich nicht erkennen, wo das am

Kornrand angrenzende eutektische α-Mg beginnt. Dies lässt sich aufgrund der

ähnlichen Al-Übersättigung der Randbereiche der Mg-Körner nicht unterscheiden.

Abbildung 4.6 zeigt den Al-Verlauf im Korn für AZ91 und AM50, wenn die eutektische

Phase homogen über die Korngrenzen verteilt wäre. Berechnet wurde der Verlauf

nach Gleichung (4.1) aus der Änderung der mittleren Zusammensetzung des α-

Mischkristalls cα mit der Temperatur bzw. dem erstarrten Anteil an α-Mischkristall mα

in den CompuTherm Berechnungen nach Scheil.

1α2α

1α1α2α2α

α

1α1α2α2αlokal,α

mm

mcmc

mΔ

mcmcc

(4.1)

cα1 / cα2 – mittleren Zusammensetzung des α-Mischkristalls bei Temperatur T1 bzw. T2

mα1 / mα2 – erstarrter Anteil an α-Mischkristall mα bei Temperatur T1 bzw. T2

Abbildung 4.6: Al-Verlauf im α-Korn bis zur β-Ausscheidung für AZ91 und AM50. Bereits in

Kornmitte lässt sich ein Al-Unterschied von etwa 1 % erkennen. Der Unterschied wird jedoch

zu den Randbereichen größer. Die Breite des Al-reichen Bereichs in AZ91 ist deutlich

ausgeprägter als bei AM50. Der Al-Verlauf beider Legierungen zeigt zum Kornrand hin einen

Gehalt gleich dem im eutektischen α-Mg. Zum Vergleich ist über dem Diagramm ein Ausschnitt

aus der rasterelektronischen Gefügeaufnahme von der Kornmitte bis zum Eutektikum

dargestellt.

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0

0

2

4

6

8

10

12

14

Beginn eutektisches aAZ91

lok

ale

r A

l-G

eh

alt

in

Ge

w.-

%

AM50

Kornrand

AZ91

AM50

AZ91

x normiert

Al-Verlauf im a Korn

Kornmitte

AZ91

Al-reicher Randbereich

β α


Die Grafik zeigt, dass der Al-Gehalt in der Kornmitte für AZ91 um ca. 1 % höher

ausfällt als für AM50. Auch die Übersättigung zum Kornrand steigt deutlich früher an,

erreicht dann aber für beide Legierungen ein ähnliches Level, was dem Al-Gehalt

des eutektischen α-Mg entspricht (12 – 13 % Al). Dies hat zur Folge, dass der Saum

an stark übersättigtem α-Mg (eutektisch aber auch im Korn) deutlich breiter in AZ91

im Vergleich zu AM50 ist. Ebenso die stärkere Ausprägung der Mg17Al12 in AZ91

lässt sich in dieser Auftragung erkennen. Für die weiteren Legierungen verlaufen die

Kurven analog. AM30 zeigt den schmalsten übersättigten Bereich und im

Korninneren einen Al-Gehalt von knapp 1 %, während AZ121 einen Al-Gehalt von

3,5 % in der Kornmitte aufweist.

4.2.3 Einfluss der Gieß- und der Werkzeugtemperatur auf die

Mikrostruktur von AZ91

In Abschnitt 4.2.1 wurde bereits das Gefüge einer teilflüssigen AZ91 hergestellt im

Magnesiumspritzgießen behandelt. Dabei lässt sich die Menge an globulitischer

Festphase durch Variation der Gießtemperatur für eine Legierung einstellen. Da-

durch lässt sich auch die mittlere Korngröße d beeinflussen, die im teilflüssigen Fall

über eine einfache Mischungsregel aus der primären dα,prim und der sekundären dα,sek

α-Korngröße mit dem Festphasenanteil fs nach folgender Gleichung ermittelt werden

kann [Eibisch2008]:

sek,αSprim,αS df1dfd (4.2)

Nach Scharrer [Scharrer2008] kann davon ausgegangen werden, dass bei gleicher

Schneckendrehzahl sich für unterschiedliche Festphasenanteile die gleiche

Primärphasen-Größenverteilung einstellt. D.h. die mittlere primäre Festphasengröße

bleibt bei konstanter Scherrate unabhängig von der Gießtemperatur gleich.

Eine Möglichkeit um die mittlere Korngröße bei konstanter Gießtemperatur zu

beeinflussen besteht darin, die Werkzeugtemperatur zu variieren. Dadurch kann die

sekundäre α-Korngröße verändert werden. Dazu wurde AZ91 bei Gießtemperaturen

von 580 °C, 590 °C und 605 °C bei jeweils 100 °C, 150 °C und 250 °C Werkzeug-

temperatur verarbeitet.

In Abbildung 4.7 ist der Einfluss der zwei variierten Parameter auf die Mikrostruktur

erkennbar. Die Festphase der bei konstanter Werkzeugtemperatur vergossenen

Legierungen nimmt mit sinkender Gießtemperatur zu, die hier erhaltenen Gehalte

betragen 1,1 % dendritische Primärphase bei 605 °C und 14,8 % bzw. 22,5 % globu-

litische Primärphase bei 590 °C bzw. 580 °C (Tabelle 4.2).

Zudem lässt sich bei erhöhten Festphasenanteilen die prozentuale Zunahme der

eutektischen Phasen in der Restschmelze erahnen. Dies erfolgt durch die


Aufkonzentration der Legierungselemente in der Restschmelze. Laut Scharrer

[Scharrer2008] nimmt der Volumenanteil an β-Phase und eutektischem α-Mg in der

Restschmelze bei steigendem Primärphasengehalt zu, bezogen aufs Gesamtgefüge

bleibt die Menge aber konstant.

Abbildung 4.7: Gefügeaufnahmen von AZ91 hergestellt im Magnesiumspritzgießen bei

Gießtemperaturen von 605 °C, 590 °C und 580 °C (links). Die eutektische Phase in der Rest-

schmelze nimmt mit steigendem Festphasenanteil prozentual zu und bildet ein verknüpfteres

Netzwerk. Die Mikrostrukturaufnahmen bei konstanter Gießtemperatur (580 °C) aber unter-

schiedlichen Werkzeugtemperaturen von 100 °C, 150 °C und 250 °C (rechts) zeigen eine leichte

Vergröberung der sekundären α-Körner und auch scheinbar der Mg17Al12-Phase.

In Tabelle 4.2 sind die Festphasengehalte, die mittleren Korngrößen und die

Ergebnisse der EDX-Messungen am primären α-Mg und dem Mg-Mischkristall in der

Restschmelze beispielhaft für einige Gießparameter zusammengestellt. Die EDX-

AZ91

TG = 605 °C

TWZ = 150 °C

AZ91

TG = 580 °C

TWZ = 100 °C

AZ91

TG = 590 °C

TWZ = 150 °C

AZ91

TG = 580 °C

TWZ = 150 °C

AZ91

TG = 580 °C

TWZ = 150 °C

AZ91

TG = 580 °C

TWZ = 250 °C

20 µm

20 µm

20 µm 50 µm

50 µm

50 µm


Analysen für die bei konstanter Werkzeugtemperatur und Gießtemperaturen von

580 °C bis 605 °C vergossenen Proben zeigen einen Anstieg des Al-Gehaltes in der

Restschmelze um etwa 3 %. Dies ist in guter Übereinstimmung mit den Ergebnissen

in [Eibisch2008] bzw. [Scharrer2008].

Tabelle 4.2: Festphasengehalte, Korngrößen und Al-Gehalte in Restschmelze und Primär-

globuliten für unterschiedliche Gieß- und Werkzeugtemperaturen.

fs [%]

dα,prim [µm]

dα,sek [µm]

d [µm]

Al (Restschmelze) [%] (EDX)

Al (αprim) [%] (EDX)

TWZ = 150 °C konstant

TG = 605 °C 1,1 31,4 9,7 9,9 8,14 (4,35*)

TG = 590 °C 14,8 46,5 9,2 14,7 9,15 3,31

TG = 580 °C 22,5 39,5 10,0 16,7 11,19 3,94

TG = 580 °C konstant

TWZ = 100 °C 20,6 43,5 9,3 16,3 10,12 3,84

TWZ = 150 °C 22,5 39,5 10,0 16,7 11,19 3,94

TWZ = 250 °C 25,8 41,7 10,1 18,2 14,18 4,22

*) dendritisch nicht im Gleichgewicht

Die ß-Phase bildet sich in vollflüssig verarbeiteter AZ91 mit recht geringer Kontiguität

aus. Durch die Erhöhung des Anteils in der Restschmelze entsteht eine zunehmend

kontinuierliche Vernetzung, was in guter Übereinstimmung mit den Beobachtungen

von Uggowitzer et al. für AZ91 aus dem New Rheocasting Prozess bei hohen Fest-

phasengehalten (~ 50 %) steht [Kaufmann2001, Kleiner2003].

Den Einfluss der Werkzeugtemperatur bei etwa gleichbleibendem Festphasenanteil

zeigen die Gefügeaufnahmen in Abbildung 4.7 rechts. Rasche Abkühlung bei 100 °C

resultiert in einem feinen Eutektikum, das bei höheren Werkzeugtemperaturen

(250 °C) vergröbert. Die Ergebnisse zeigen auch für die weiteren nicht in der Tabelle

dargestellten Gießtemperaturen eine Vergrößerung der mittleren sekundären α-Korn-

größe mit steigender Werkzeugtemperatur.


4.3 Mechanische Eigenschaften der Mg-Al-Legierungen im Zug-

versuch

Abbildung 4.8 zeigt die Ergebnisse der Zugversuche bei Raumtemperatur und bei

150 °C Prüftemperatur für die Mg-Al-Legierungen im Gusszustand in Abhängigkeit

vom Al-Gehalt. Die Streckgrenze der Legierungen nimmt bei Raumtemperatur

nahezu linear zu, während die Zugfestigkeit nur eine leichte Tendenz zu steigenden

Werten zeigt. Auffällig ist auch die Erniedrigung der Duktilität durch Erhöhung des Al-

Gehaltes.

Bei einer Prüftemperatur von 150 °C verformen sich die Proben deutlich duktiler, wie

der Vergleich der beiden Diagramme in Abbildung 4.8 zeigt, gleichzeitig verringern

sich die Festigkeiten. In Abhängigkeit von dem Al-Gehalt zeigt sich bei der erhöhten

Temperatur sowohl für die Streckgrenze als auch für die Zugfestigkeit eine

Erhöhung. Die Bruchdehnung zeigt bis AZ70 einen kontinuierlich fallenden Verlauf,

der allerdings bei höheren Al-Gehalten stark streut, so dass sich keine weitere

Tendenz erkennen lässt.

Abbildung 4.8: Zugfestigkeit, Streckgrenze und Bruchdehnung der Mg-Al-Legierungen in

Abhängigkeit von dem Al-Gehalt für Raumtemperatur (links) und 150 °C (rechts) Prüf-

temperatur. Mit steigendem Al-Gehalt nimmt die Streckgrenze bei 20 °C stark zu, die Zugfestig-

keit allerdings nur leicht auch aufgrund der stark sinkenden Bruchdehnung. Bei erhöhter

Temperatur nehmen die Festigkeiten zu, während die Bruchdehnung ab Al-Gehalten größer

6 % keinen eindeutigen Verlauf zeigen.2


0 5 10 15

0

50

100

150

200

250

300

350

0

20

40

60

80

100

T = 20 °C

eB

Rm

Rp0.2

Bru

ch

deh

nu

ng

in

%

Mg-Al-Legierungen F

Str

eckg

ren

ze,

Zu

gfe

sti

gkeit

in

MP

a

Al-Gehalt in Gew.-%

0 5 10 15

0

50

100

150

200

250

300

350

0

20

40

60

80

100

T = 150 °C

eB

Rm

Rp0.2

Bru

ch

deh

nu

ng

in

%

Mg-Al-Legierungen F

Str

eckg

ren

ze,

Zu

gfe

sti

gkeit

in

MP

a

Al-Gehalt in Gew.-%


4.4 Kriechverhalten der Mg-Al-Legierungen im Gusszustand

4.4.1 Kriechverhalten von AZ91 und Nachweis des Korngrenzengleitens

Abbildung 4.9 zeigt die Norton-Auftragungen der minimalen Kriechraten für AZ91

ermittelt an vollzylindrische Proben und Markerproben bei einer Prüftemperatur von

150 °C. Der von Dargusch und Dunlop [Dunlop1997, Dargusch1998b] berichtete

Wechsel des Spannungsexponenten bei niedrigen Spannungen ist bei den Ergeb-

nissen dieser Arbeit nicht so deutlich. Dennoch sollte anhand der Markerexperimente

der Einfluss von Korngrenzengleiten und dessen Abhängigkeit von der Spannung

untersucht werden. Durch dieses Verfahren lässt sich Korngrenzengleiten durch

einen Versatz der Markerlinien an den Korngrenzen erkennen [Chokshi1990].

Abbildung 4.9: Norton-Auftragung der minimalen Kriechraten aus vollzylindrischen Proben und

Markerexperimenten bei 150 °C Prüftemperatur. Der Bereich in dem signifikant Korngrenzen-

gleiten auftritt, ausgewertet anhand der Markerlinienverläufe, ist gekennzeichnet. Im unteren

Spannungsregime zeigt sich deutlich Korngrenzengleiten, bei höheren Spannungen über-

wiegend Verformung der Linien im Korninnern. Zusätzlich ist der Übergangsbereich schraffiert,

in dem vereinzelt Versatz an Markerlinien auftritt. Zum Vergleich sind die von Dargusch et al.

ermittelten minimalen Kriechraten dargestellt [Dargusch1998b].3

Abbildung 4.10 links zeigt ein Beispiel, in dem der Versatz an den Korngrenzen

deutlich sichtbar ist. Die Probe wurde bei 200 °C bei einer Spannung von 40 MPa bis

zu einer Kriechverformung von etwa 15 % verformt. In der Abbildung ist rechts eine

bei 70 MPa getestete Probe gezeigt, die eine entsprechende Verformung aufweist,

jedoch keine eindeutigen Stufen in den Markerlinien erkennen lässt.

3 Ergebnisse z.T. aus im Rahmen des Promotionsvorhabens betreuter Studienarbeit [Freiberger2008]

20 40 60 80 100 120

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5 AZ91

T = 150 °C

n = 5.7

n = 1.6

n = 3.9

zylindrische Proben

Markertest, häufig Versatz an Korngrenzen

Markertest, vereinzelt Versatz an Korngrenzen

Markertest, kein Versatz an Korngrenzen

AZ91, DG [Dargusch1998b]

Spannung in MPa

min

. K

riech

rate

in

s-1

Korngrenzen-

gleiten

n = 5.5


Abbildung 4.10: Markierte Kriechproben nach einer Kriechverformung von ca. 15 % geprüft bei

200 °C und 40 MPa (links) bzw. 70 MPa (rechts). Bei niedriger Spannung sind eindeutig Ver-

sätze der Markerlinie an den Korngrenzen erkennbar, die auf Korngrenzengleiten hindeuten.

Nach diesem Verfahren wurden Proben bei 30 – 70 MPa und Temperaturen von

150 °C und 200 °C untersucht und die Spannungsbereiche mit signifikantem

Auftreten von Korngrenzengleiten ermittelt. Die Versuche wurden bis zu einer

Kriechstauchung von etwa 4 % durchgeführt, so dass die Verformung hauptsächlich

durch das technisch und wissenschaftlich relevante sekundäre Kriechstadium

erfolgte. Die Verformung, die durch primäres Kriechen erfolgt ist, beträgt bei den

Versuchen meist deutlich unter 1 %, bei geringen Spannungen sogar unter 0,2 %.

Die Ausprägung der Stufen an den Korngrenzen ist aufgrund der geringeren

Gesamtverformung schwächer, aber dennoch erkennbar, so dass eine Auswertung

erfolgen konnte.

Es ergibt sich ein Übergangsbereich in dem der dominierende Mechanismus nicht

bestimmt werden kann, da sowohl Sprünge an Korngrenzen, als auch im Korn

verformte Markerlinien gefunden werden. Für 150 °C liegt dieser Bereich zwischen

50 und 65 MPa (in Abbildung 4.9 schraffiert dargestellt), bei 200 °C wurde der

Übergang zwischen 50 und 60 MPa bestimmt. Unter Berücksichtigung des

Übergangbereichs wurden die Spannungsexponenten für die höheren Spannungen

zu n = 5,5 (150 °C) und n = 6,1 (200 °C) ermittelt, was in guter Übereinstimmung mit

Werten für Versetzungskriechen in AZ91 aus der Literatur liegt [Dargusch1998b].

Im Bereich niedriger Spannungen konnten Spannungsexponenten von n = 3,9 bzw.

n = 3,6 bestimmt werden. Diese liegen deutlich über den in der Literatur für

Korngrenzengleiten angegebenen Werten von etwa n = 1,6 [Dargusch1998b]. In

diesem Bereich wurden jedoch eindeutig Linien mit Versatz an den Korngrenzen

bereits bei niedrigen Verformungen, die noch typisch für das sekundären

Kriechstadiums sind, beobachtet.

AZ91

nach Kriechen

T = 200 °C

σ = 40 MPa

AZ91

nach Kriechen

T = 200 °C

σ = 70 MPa

Versatz an Korngrenze

Markerlinie


Im Vergleich zu den ebenfalls im Diagramm dargestellten Ergebnissen von Dargusch

et al. [Dargusch1998b] für AZ91 aus dem Druckguss, beginnt der Übergang zum

Korngrenzengleiten bei höheren Spannungen. Ein Unterschied der Ergebnisse aus

dem Magnesiumspritzgießen im Vergleich zum Druckguss ist vor allem durch das

unterschiedliche Gefüge zu erwarten. Die größeren Korngrößen im Druckguss

können das Korngrenzengleiten verringern. Dies erklärt zum einen die höheren

minimalen Kriechraten der spritzgegossenen Proben und zum anderen die Ver-

schiebung des Auftretens von Korngrenzengleiten zu höheren Spannungen. Das

stärkere Abknicken der Geraden in der Literatur könnte darauf zurückgeführt werden,

dass die minimalen Kriechraten bereits nach 100 h ermittelt wurden. Dadurch können

die Kriechraten insbesondere bei geringen Spannungen überschätzt werden.

4.4.2 Einfluss des Festphasenanteils auf die Kriechbeständigkeit

Abbildung 4.11 zeigt die Kriechkurven von AZ91-Proben aus Zugstäben verarbeitet

bei Gießtemperaturen von 580 °C bis 605 °C und einer konstanten Werkzeug-

temperatur von 150 °C. Bei Betrachtung dieser zeigt sich, dass mit steigendem

Festphasenanteil die Kriechrate insbesondere bei niedrigen Spannungen sinkt. Die

Beobachtungen decken sich mit den Ergebnissen von Eibisch et al. [Eibisch2008].

Abbildung 4.11: Kriechkurven bei Spannungen von 40 – 100 MPa für unterschiedliche Fest-

phasengehalte: Kriechstauchung über Versuchsdauer (links), Kriechrate über Kriechstauchung

(rechts). Beide Darstellungen zeigen für Proben mit höheren Anteilen an Primärphase

insbesondere bei niedrigeren Spannungen eine Verbesserung der Kriechbeständigkeit.

Mögliche Gründe liegen zum einen in der Erhöhung der mittleren Korngröße, die von

9,9 µm bei 605 °C auf 16,7 µm bei 580°C steigt. Zudem konnte der Al-Anstieg in der

0 50 100 150 200

0

2

4

6

8AZ91

T = 150 °C

TG = 605 °C

TG = 590 °C

TG = 585 °C

100 MPa

80 MPa

40 MPa

60 MPa

Zeit in h

Kri

ec

hs

tau

ch

un

g i

n %

0 2 4 6 8 10 1210

-9

10-8

10-7

10-6

10-5

Kriechstauchung in %

Kri

ec

hra

te i

n s

-1

60 MPa

TG = 605 °C

TG = 590 °C

TG = 585 °C

AZ91

T = 150 °C

100 MPa

80 MPa

40 MPa


Restschmelze und in der primären α-Phase bei Erhöhung des Festphasenanteils

mittels EDX bestätigt werden (vgl. Abschnitt 4.2.3). Dies hat somit Einfluss auf die

Mischkristallhärtung, aber zugleich wird auch die Al-Übersättigung erhöht. Zudem

könnte als dritter Effekt nach Eibisch et al. die stärkere Vernetzung der Mg17Al12-

Phase bei höheren Festphasengehalten Einfluss auf die Kriechbeständigkeit haben.

In [Eibisch2008] wurde die Reduzierung der minimalen Kriechraten auf die Erhöhung

der mittleren Korngröße zurückgeführt. Als Ansatz diente hierzu die um die

Korngröße erweiterte Gleichung (2.7) für die Kriechrate im sekundären Kriechbereich

[vonBuch2002]. Dennoch bleibt fraglich ob die Erhöhung der mittleren Korngröße

entscheidend ist für die Kriechverformung oder ob die Verformung nicht eher allein

von der Restschmelze bestimmt wird.

4.4.3 Korngrößeneinfluss auf die Kriecheigenschaften

Um den bereits erwähnten Korngrößeneinfluss auf die Kriecheigenschaften weiter zu

untersuchen, wurden Proben bei drei verschiedenen Gießtemperaturen und jeweils

drei unterschiedlichen Werkzeugtemperaturen abgegossen. Durch die Erniedrigung

der Gießtemperatur wurde die mittlere Korngröße durch Zunahme des Volumen-

anteils großer Primärphasen erhöht. Durch Erhöhung der Werkzeugtemperatur wird

die Abkühlgeschwindigkeit reduziert und somit weniger Erstarrungskeime gebildet.

Dies hat eine größere sekundäre und somit höhere mittlere Korngröße zur Folge

[Caceres2002]. Auch in [Scharrer2008] zeigt sich eine Vergrößerung der mittleren

Korngröße bei mit 18 % Festphase im Magnesiumspritzgießen verarbeiteter AZ91

von ca. 12 μm bei 50 °C bis auf 18,5 μm bei 275 °C Werkzeugtemperatur.

Bei der Auftragung der minimalen Kriechrate über die mittlere Korngröße, die in

[Eibisch2008] als ausschlaggebender Parameter für die Kriecheigenschaften

angegeben ist, lässt sich bei hohen Spannungen keine Tendenz erkennen, vgl.

Abbildung 4.12. Die mittlere Korngröße d̅ wurde hierbei aus Gleichung (4.2)

berechnet. Im unteren Spannungsbereich lässt sich näherungsweise eine Ver-

ringerung der minimalen Kriechrate mit steigender mittlerer Korngröße erkennen.

Zusätzlich scheint aber bei gleichbleibender Verarbeitungstemperatur – bei 590 °C

und 580 °C – eine höhere Werkzeugtemperatur eine höhere minimale Kriechraten

zur Folge zu haben. Dies bedeutet eine Verringerung der Kriechbeständigkeit bei

steigender (sekundärer) Korngröße. Gleichzeitig wurde im Gefüge eine

Vergröberung der ß-Phase beobachtet, die eine eventuelle Vernetzung der

eutektischen Phase in der Restschmelze verringert.


Abbildung 4.12: Auftragung der minimalen Kriechraten über die mittlere Korngröße d variiert

durch unterschiedliche Gieß- und Werkzeugtemperaturen. Durch Erhöhung des primären Fest-

phasenanteils wird insbesondere im unteren Spannungsbereich die minimale Kriechrate

reduziert, bei gleichbleibender Gießtemperatur scheint bei größerer mittlerer Korngröße, d.h.

zunehmende sekundäre Korngröße, die Kriechbeständigkeit tendenziell verringert zu werden.4

Zudem bleibt die Betrachtung der Korngröße als effektiv wirksame Einflussgröße für

die Kriechverformung unsicher, da die großen Globuliten in einer ‚Matrix‘ von

sekundärer α-Phase bzw. der Restschmelze nur vereinzelt vorliegen und somit evtl.

die Verformung durch die sekundären α-Körner geprägt ist. Doch auch bei

Betrachtung der Kriechraten in Abhängigkeit der sekundären Korngröße zeigt sich

keine Verbesserung der Kriecheigenschaften mit steigender Korngröße wie in der

Literatur beispielsweise von Spigarelli et al. [Spigarelli2001] angenommen wird. In

der Regel wird in der Literatur jedoch über einen Bereich mehrerer Größen-

ordnungen verglichen, in dem sich in der Regel auch die Mikrostruktur ändert,

wohingegen in dieser Arbeit die Korngrößen nur in einem sehr kleinen Intervall

variiert wurden.

In Abbildung 4.13 links sind die minimalen Kriechraten bei 40 MPa Spannung über

die inverse Korngröße doppeltlogaritmisch aufgetragen. Diese Spannung ist nach

Abschnitt 4.4.1 deutlich von Korngrenzengleiten geprägt. Es lässt sich eine Tendenz

erkennen, jedoch lässt sich kein eindeutiger Korngrößenexponent bestimmen, da die

Ergebnisse um die möglichen Ausgleichsgeraden (Korngrößenexponent p = 2 oder 3

4 Ergebnisse z.T. aus im Rahmen des Promotionsvorhabens betreuter Diplomarbeit [Krause2007]

9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19

10-8

10-7

10-6

10-5

TWZ

=150°C

TWZ

=250°CTWZ

=100°C

TG = 590°CT

G = 605°C

120 MPa

100 MPa

80 MPa

60 MPa

50 MPa

TG = 580°C

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1


AZ91

T = 150 °C

40 MPa


[delValle2007]) streuen. Ein ausführlicher Vergleich der Ergebnisse mit der Literatur

bei 60 MPa zeigt Abbildung 4.13 rechts. Wie schon in Abschnitt 2.4.3 erläutert gibt es

Unstimmigkeiten hinsichtlich des Korngrößenexponenten, zudem lassen sich die

Literaturwerte nicht eindeutig zusammenführen. Die Ergebnisse für 60 MPa aus

dieser Arbeit ergeben ebenfalls keine eindeutige Tendenz. Diese Übersicht weist

wiederum die Problematik der Reduzierung der Effekte auf die mittlere Korngröße

auf und verdeutlicht, dass die betrachtete Korngrößenvariation zu gering ist. Die

Punkte streuen zu stark, um eine Gerade hindurchzulegen.

Abbildung 4.13: Vergleich der minimalen Kriechraten der bei unterschiedlicher Gieß- und

Werkzeugtemperatur vergossenen Proben aufgetragen über die inverse mittlere Korngröße bei

40 MPa (links) und 60 MPa (rechts) Prüfspannung mit den Literaturwerten. Es lässt sich keine

eindeutige Abhängigkeit von der Korngröße erkennen.

Entgegen den Untersuchungen in [Eibisch2008] können die Effekte nicht eindeutig

durch die Abhängigkeit der minimalen Kriechrate von der Korngröße erklärt werden.

Weitere Betrachtungen, insbesondere der Mikrostruktur sind erforderlich und die

bereits in [Eibisch2008] genannten möglichen Gründe, wie die Vernetzung der Rest-

schmelze, sollen im Folgenden weiter in Betracht gezogen werden, um den Einfluss

der primären Festphase auf die Kriecheigenschaften von AZ91 zu erklären.

4.4.4 Einfluss des Al-Gehaltes

Ein Effekt, der bei der Variation des Festphasengehaltes in der Restschmelze auftritt,

ist, dass der Aluminiumgehalt verändert wird. Über die Auswirkungen des Al-

Gehaltes auf die Kriechbeständigkeit von Mg-Legierungen gibt es allerdings in der

104

105

106

10-9

10-8

10-7100 10 1

= 40 MPa

T = 150 °C


min

. K

riech

rate

in

s-1

diese Arbeit

TM, [Eibisch2008]

DG, [Eibisch2008]


1

3

1

2

103

104

105

106

10-9

10-8

10-7

10-61000 100 10 1

= 60 MPa

T = 150 °C

Druckguss (DG)

Thixomolding (TM)


min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

diese Arbeit

TM, [Eibisch2008]

TF, [Evangelista1999]

DG, [Regev1997]

SC, [Slenicka2000]

DG, [Eibisch2008]

DG, [Dargusch1998b]

Squeeze

Casting (SC)

Thixoformen (TF)


1

1

1

3

1

2


Literatur keine Einigkeit (vgl. Abschnitt 2.4.3). Teilweise wird von einem negativen

Effekt bei steigendem Al-Gehalt [Foerster1973, Polmear1995, Dargusch1998a,

Lee2006, Asl2009, Nie2009] berichtet, während in anderen Arbeiten ein positiver

Einfluss beobachtet wurde [Dargusch2006, Sato2000] oder eine Unabhängigkeit vom

Al-Gehalt in den konventionellen Legierungen konstatiert wird [Blum2005,

Amberger2009].

Mg-Al-Legierungen mit Al-Gehalten bis 9 % im Gusszustand

Die in dieser Arbeit untersuchten Mg-Al-Legierungen AM50, AM60, AZ70 und AZ91

zeigen ähnliche minimale Kriechraten bei Spannungen im Bereich von 100 MPa, vgl.

Abbildung 4.14. Ein auffallender Unterschied ist allerdings die deutlichere

Ausprägung des primären Kriechstadiums umso geringer der Al-Gehalt der

Legierung ist. Dies resultiert in einer stärkeren Kriechverformung trotz gleicher

minimaler Kriechraten.

Abbildung 4.14: Kriechkurven von Mg-Al-Legierungen bei einer Spannung von 100 MPa

exemplarisch für hohe Spannungen. Die Legierungen zeigen ähnliche minimale Kriechraten,

aber gleichzeitig eine größere Kriechstauchung bei niedrigen Al-Gehalten.

Bei geringeren Spannungen um die 60 MPa zeigen die Kriechkurven bei

Verringerung des Al-Gehaltes eine Reduzierung der sekundären Kriechraten und

auch der Kriechstauchung bei gleichen Versuchszeiten (siehe Abbildung 4.15).

AM50 zeigt die geringste minimale Kriechrate und erreicht diese nach der längsten

Versuchsdauer.

0 5 10

0

2

4

6

8

10

12

14

Mg-Al-Legierungen F

= 100 MPa

T = 150 °C

Zeit in h

Kri

ec

hs

tau

ch

un

g i

n %

AZ91

AZ70

AM60

AM50

0 5 10 1510

-7

10-6

10-5

10-4


Kri

ec

hra

te i

n s

-1

= 100 MPa

T = 150 °C

Mg-Al-Legierungen F

AZ91 AZ70

AM60

AM50


Abbildung 4.15: Kriechkurven von Mg-Al-Legierungen bei einer Spannung von 60 MPa,

exemplarisch für niedrige Spannungen. Mit sinkendem Al-Gehalt nimmt die Kriechbeständig-

keit zu.

Abbildung 4.16: Norton-Auftragung der minimalen Kriechraten von AM30, AM40, AM50, AM60,

AZ70 und AZ91. Zu höheren Spannungen laufen die Geraden zusammen, bei niedrigeren Span-

nungen zeigt sich zunehmend die Verbesserung der Kriecheigenschaften durch geringere Al-

Gehalte.5


0 100 200 300

0

2

4

6

8

Kri

ec

hsta

uch

un

g i

n %

= 60 MPa

T = 150 °C

Mg-Al-Legierungen F

AZ91

AZ70

AM60

Zeit in h

AM50

0 2 4 6 8 1010

-8

10-7

10-6

10-5

= 60 MPa

T = 150 °C

Mg-Al-Legierungen F

Kri

ec

hra

te i

n s

-1

AZ91AZ70

AM60


AM50

30 50 100 150 20010

-9

10-8

10-7

10-6

10-5

AM30

n=5.3

n=6.6

AM60

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

Spannung in MPa

AZ91

n=6.2

AZ70

n=6.9

AM50

Mg-Al-Legierungen F

T = 150 °C

n=7.4

AM40


Abbildung 4.17: Arrheniusauftragung der minimalen

Kriechraten für AZ91, AM60 und AM50 bei 60 MPa

Kriechspannung. Die Werte für die Aktivierungs-

energie liegen im Bereich der Selbstdiffusion von Mg

und der Diffusion von Al in Mg.

0.0021 0.0022 0.0023 0.0024

-18

-16

-14

-12

-10

ln(m

in.

Kri

ec

hra

te i

n s

-1)

reziproke Temperatur in 1/K

Mg-Al-Legierungen F

= 60 MPa

AM60

Q

R

Q = 133 kJ/mol

AM50

Q = 140 kJ/mol

Q = 140 kJ/mol

AZ91

200 °C 180 °C 165 °C 150 °C

In Abbildung 4.16 sind die minimalen Kriechraten in der Norton-Auftragung

dargestellt. Diese bestätigt die an den Kriechkurven bereits gezeigte Tendenz auch

für weiter sinkende Al-Gehalte in AM40 und AM30, wobei die Kriechergebnisse von

AM30 und bei sehr hohen Spannungen auch AM40 durch die hohe Duktilität und

geringe Streckgrenze bei erhöhter Temperatur verfälscht werden: Die bereits erfolgte

Deformation vor Kriechverformungsbeginn führt zu einer Vergrößerung des

tatsächlichen Probenquerschnitts und somit zu einer verringerten auf die Probe

wirkenden Spannung. Zudem bauchen sich die Proben aus, statt sich gleichmäßig zu

verformen, was ebenfalls zu einem fehlerbehafteten Nachregeln der Kraft führt. Die

ermittelten Kriechraten sind daher tendenziell zu niedrig.

Bei niedrigeren Spannungen wird die Verbesserung der Kriechfestigkeit durch

verringerten Al-Gehalt signifikanter. Dies hat zur Folge, dass der Spannungs-

exponent von AZ91 zu AM40 von n = 5,2 bis n = 7,4 zunimmt. Die Spannungsexpo-

nenten liegen aber für alle Legierungen in dem von Pekguleryuz [Pekguleryuz2010]

angegebenen Bereich von

typischen Werten n = 4 - 7 für

Versetzungskriechen bei Mag-

nesiumlegierungen.

Die Aktivierungsenergien wur-

den für AM50, AM60 und AZ91

bestimmt. Die Arrheniusauf-

tragung ist in Abbildung 4.17

ersichtlich. Es wurden für alle

Legierungen ähnliche Werte

zwischen 133 kJ/mol (AM50)

und 140 kJ/mol (AZ91) ermittelt.

Diese liegen im Bereich der

Aktivierungsenergien zur

Selbstdiffusion von Magnesium

(134 kJ/mol [Shewmon1954])

und zur Diffusion von Aluminium

in Magnesium (144 kJ/mol)

[Moreau1971].


Mg-Al-Legierungen mit Al-Gehalten über 9 % im Gusszustand

Betrachtet man allerdings höhere Al-Gehalte, lässt sich ein anderer Trend erkennen.

Abbildung 4.18 zeigt die Kriechkurven für AZ91, AZ121, AZ141 und AZ171 bei

60 MPa und 150 °C. Die Verbesserung in der Kriechbeständigkeit durch die stark

erhöhten Al-Gehalte lässt sich an einer deutlich geringeren Kriechstauchung und

abnehmenden Kriechrate erkennen. Anders als bei den Legierungen mit geringerem

Al-Gehalt zeigen die Legierungen ein ähnliches Verhalten über den gesamten

untersuchten Spannungsbereich. Auch bei hohen Spannungen zeigt sich in

ähnlichem Maße die Verbesserung der Kriecheigenschaften durch die hohen Al-

Gehalte.

Abbildung 4.18: Kriechkurven von Mg-Al-Legierungen mit Al-Gehalten höher 9 % bei einer

Spannung von 60 MPa. Die Kriechstauchung und die Kriechraten werden von AZ91 nach AZ171

deutlich reduziert, d.h. die Kriechbeständigkeit nimmt mit steigendem Al-Gehalt zu.

Dieser Effekt wird auch in der Norton-Auftragung der minimalen Kriechraten in

Abbildung 4.19 für diese Legierungen verdeutlicht. Mit steigendem Al-Gehalt ergeben

sich geringere Kriechraten bei gleichen Prüfspannungen. Dies ist nicht nur auf

niedrige Spannungen begrenzt, sondern gilt für den ganzen getesteten Lastbereich.

Die Kriechraten werden von AZ91 bis AZ171 um nahezu eine Größenordnung

reduziert.

0 50 100 150 200

0

1

2

3

4

5

AZ171

Kri

ec

hs

tau

ch

un

g i

n %

= 60 MPa

T = 150 °C

Mg-Al-Legierungen F

AZ91AZ141

AZ121

Zeit in h

0 2 4 6 8

10-8

10-7

10-6

= 60 MPa

T = 150 °C

Mg-Al-Legierungen F

Kri

ech

rate

in

s-1

AZ91


AZ171

AZ141

AZ121


Abbildung 4.20: Arrheniusauftragung der minimalen

Kriechraten für AZ141 und AZ171 bei 60 MPa Kriech-

spannung. Die Werte für die Aktivierungsenergie

liegen vergleichbar bzw. nur leicht erhöht im Ver-

gleich zu den Mg-Al-Legierungen mit niedrigeren Al-

Gehalten.

0.0021 0.0022 0.0023 0.0024

-18

-16

-14

-12

-10

ln(m

in.

Kri

ec

hra

te i

n s

-1)


Mg-Al-Legierungen

= 60 MPa

Q = 145 kJ/mol

AZ141

Q = 140 kJ/mol

AZ171

200 °C 180 °C 165 °C 150 °C

Q = 140 kJ/mol

AZ91

Abbildung 4.19: Norton-Auftragung der minimalen Kriechraten von AZ91, AZ121, AZ141 und

AZ171. Mit steigendem Al-Gehalt verringern sich über den ganzen getesteten Spannungs-

bereich die minimalen Kriechraten. Der Spannungsexponent bleibt nahezu unverändert.6

Die Aktivierungsenergien für diese

Legierungen wurden über die

Arrheniusauftragung in Abbildung

4.20 beispielhaft für AZ141 und

AZ171 ermittelt. Die Aktivierungs-

energien liegen mit 145 kJ/mol

(AZ141) und 140 kJ/mol (AZ171)

gleichauf gegenüber AZ91

(140 kJ/mol) bzw. den AM-

Legierungen (133 - 140 kJ/mol)

und somit in der Nähe der

erwähnten Aktivierungsenergien

zur Selbstdiffusion von Mag-

nesium und zur Interdiffusion von

Aluminium in Magnesium. Die

ermittelten Aktivierungsenergien

lassen keine Veränderung des

Kriechmechanismus erkennen.


30 50 100 150 20010

-9

10-8

10-7

10-6

10-5

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

Spannung in MPa

n=5.3

n=5.4AZ121

AZ91

n=5.7

AZ141

n=5.8

AZ171

Mg-Al-Legierungen F

T = 150 °C


Überblick Al-Gehalte von 3 – 17 % im Gusszustand

Vergleicht man die minimalen Kriechraten aller Legierungen in Abhängigkeit des Al-

Gehaltes ergibt sich für hohe Spannungen ein anderer Verlauf als für niedrige

Spannungen. In Abbildung 4.21 sind beispielhaft die Ergebnisse bei 50, 60, 100 und

120 MPa aufgetragen.

Abbildung 4.21: Minimale Kriechraten in Abhängigkeit des Al-Gehaltes. Die Legierungen bis

AZ91 zeigen bei hohen Spannungen ähnliche Kriechraten. Bei weiterer Al-Zugabe nimmt die

Kriechrate deutlich ab. Bei niedrigen Spannungen ist zunächst eine Zunahme der Kriechraten

bis AZ91 erkennbar welche aber bei Gehalten von 12 % und höher wieder signifikant verringert

wird. Der nach Dargusch et al. ermittelte Verlauf [Dargusch2006] wird nicht bestätigt.7

Bis AZ91 (8,6 % Al-Gehalt) ergeben sich bei 100 – 120 MPa keine deutlichen

Unterschiede, bei höheren Al-Gehalten zeigt sich allerdings eine signifikante

Verringerung der minimalen Kriechrate. Mit steigendem Al-Gehalt nehmen der im

Mischkristall gelöste Aluminiumanteil und die ß-Ausscheidungshärtung zu. Diese

Effekte sind aber scheinbar weniger wirksam, als die Vernetzung, die bei höheren

Gehalten gegeben ist. Anders als in [Dargusch2006], der bei einer Prüfspannung von

50 MPa und einer ähnlichen Spanne der Al-Gehalte einen linearen Abfall der

Kriechraten mit dem Al-Gehalt beobachtete, zeigt sich in dieser Arbeit bei niedrigen

Spannungen von 50 – 60 MPa ein Maximum der Kriechraten. Das bedeutet die

Kriecheigenschaften verschlechtern sich zunächst mit Erhöhung des Al-Gehaltes,

trotz der Zunahme der Menge an intermetallischen Phasen. Darauf wird in dieser


2 4 6 8 10 12 14 16 18

10-8

10-7

10-6

10-5 Mg-Al-Legierungen F

120 MPa

100 MPa

60 MPa

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

Al-Gehalt in Gew.-%

50 MPa

AZ

91

AZ

171

AM

40

T = 150 °C

50 MPa [Dargusch2006]


Arbeit später näher eingegangen. Erst bei den Legierungen, die bereits im Gefüge

eine deutlichere Vernetzung der ß-Phase erkennen lassen, sinkt die minimale

Kriechrate wiederum signifikant ab.

4.5 Kriechverhalten der intermetallischen Phase Mg17Al12

Um die Kriecheigenschaften der ß-Phase näher zu untersuchen, wurden Druck-

kriechversuche an einer kokillengegossenen MgAl32-Zusammensetzung durch-

geführt. Diese Legierung entspricht der Zusammensetzung des Eutektikums, d.h.

besteht zu etwa 70 % aus der intermetallischen Phase. Im direkten Vergleich mit

AZ91 weist die MgAl32-Legierung eine signifikant höhere Kriechbeständigkeit auf.

Abbildung 4.22 links zeigt deren Kriechratenverlauf bei 120 MPa. Während AZ91

bereits nach wenigen Stunden durch das Kriechratenminimum in den tertiären

Kriechbereich läuft, zeigt die eutektische Zusammensetzung auch nach 200 h kaum

Verformung bei weiter sinkender Kriechrate. Es wird deutlich, dass die Verformung

von Mg-Al-Legierungen nicht durch ein Erweichen der ß-Phase erklärt werden kann.

Abbildung 4.22: Kriecheigenschaften einer Mg-32%Al-Zusammensetzung aus dem Kokillen-

guss mit etwa 70 % ß-Phase, im Vergleich zu AZ91. Die Kriechverformung ist signifikant

geringer, ein Erweichen der intermetallischen Phase findet nicht statt.

In Abbildung 4.22 rechts sind die minimalen Kriechraten über die Spannung

zusammen mit der Norton-Geraden von AZ91 aufgetragen. Da die MgAl32-Proben

eine relativ hohe mittlere Porosität von 5,5 % aufweisen, wurden die Ergebnisse

hinsichtlich der tatsächlichen Kriechspannung korrigiert. Auffällig war auch, dass die

bei hohen Spannungen getesteten Proben auf der Oberfläche feine Risse in

Richtung der maximalen Schubspannung zeigten. Die minimale Kriechrate fällt um

0 1 2 3 4 5 610

-9

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4

AZ91 (Mg-Spritzgießen)

MgAl32 (Kokillenguss)


Kri

ech

rate

in

s-1

AZ91 (2h)

MgAl32 (240h) = 120 MPa

T = 150 °C

30 100 200 30010

-10

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

min

. K

riech

rate

in

s-1

MgAl32

AZ91

Spannung in MPa

AZ91 (Mg-Spritzgießen)

MgAl32 (Kokillenguss)

T = 150 °C

n = 7.4


zwei bis drei Größenordnungen geringer als bei AZ91 aus. Der resultierende

Spannungsexponent von 7,4 lässt vermuten, dass auch in den MgAl32-Proben der

Kriechmechanismus durch Versetzungsbewegung geprägt ist.

Bei gegebener Prüftemperatur ist eine Kriechverformung der Mg17Al12-Phase zu

erwarten. Aufgrund ihres für eine intermetallische Phase relativ niedrigen

Schmelzpunktes von 437 °C [Luo1994] ergibt sich bereits bei 150 °C eine homologe

Temperatur von ca. 0,6. Jedoch ist der Verformungswiderstand der Phase im

Vergleich zu AZ91, wie die Ergebnisse zeigen, deutlich höher und kann nicht die

mäßige Kriechbeständigkeit der Mg-Al-Legierungen erklären.

4.6 Untersuchung der ‚kriechinduzierten’ Mg17Al12-Ausscheidungen

Die diskontinuierliche Ausscheidung der Mg17Al12-Phase während des Kriechens wird

in der Literatur ebenfalls als Grund für die geringe Kriechbeständigkeit der Mg-Al-

Legierungen genannt [Dunlop1997, Dargusch1998a], vgl. auch Abschnitt 2.4.3. Um

diese Erklärung näher zu untersuchen, wurde das Gefüge der AZ91 nach dem

Kriechen näher betrachtet und zudem Proben bei 150 °C für 200 h ausgelagert, so

dass die Ausscheidung der ß-Phase nicht während des Kriechens auftritt.

4.6.1 Gefüge nach Kriechverformung

In der Abbildung 4.23 links ist das Gefüge einer bei 150 °C und 120 MPa bis 5,8 %

Stauchung kriechverformten AZ91 zu erkennen. Die Belastungsdauer betrug 3 h. Die

Probe deren Mikrostruktur daneben dargestellt ist, wurde bei 50 MPa in 190 h bis zu

einer Verformung von 4,1% getestet.

Abbildung 4.23: Rasterelektronische Aufnahmen von AZ91 nach Kriechverformung bei 150 °C.

Eine geringere Kriechspannung und somit verlängerte Versuchsdauer führt zu einer stärkeren

Ausscheidung der Mg17Al12-Phase aus den Al-übersättigten Randbereichen der α-Körner.

Für die Proben sind jeweils zusätzlich etwa 2 bis 3 h Temperatureinwirkung zu

berücksichtigen, in denen die Ofensolltemperatur zunächst angesteuert wird und vor


Belastung gehalten wird. Trotz ähnlicher Verformungsgrade zeigt die Mikrostruktur

deutliche Unterschiede. Während in der schnell verformten Probe nur geringere

Änderungen im Vergleich zum Gusszustand erkennbar sind, ist in der bei 50 MPa

getesteten Kriechprobe die Übersättigung deutlich zurückgegangen. Entlang der

Korngrenzen haben sich große Mengen an Ausscheidungen aus den zu Versuchs-

beginn übersättigten Bereichen gebildet. Bei dieser Ausscheidung scheint es sich um

einen überwiegend zeitabhängigen Prozess bei gegebener Temperatur zu handeln,

da die Mg17Al12-Bildung vor allem bei Versuchen mit langer Kriechzeit signifikant zu

beobachten ist.

In der Literatur wird die Ausscheidung auch als verformungsinduziert beschrieben

[Na2003], dies konnte in dieser Arbeit bei Untersuchung der Proben jedoch nicht

eindeutig bestätigt werden. Es wurden zwar Proben im Längsschliff nach dem

Kriechversuch entlang der Spannungsachse betrachtet, aber die Unterschiede in der

Ausscheidungsstruktur werden neben den reibungsbedingten unterschiedlichen

Verformungsgraden innerhalb der Probe auch durch Unterschiede in der Erstar-

rungsmorphologie beeinflusst. So zeigten Aufnahmen aus der Mitte der Proben

deutlich geringere Ausscheidungsmengen, als das Gefüge im Randbereich mit

hohem Verformungsgrad. Die Mikrostruktur in den Bereichen, die in unmittelbarer

Nähe zu den Druckplatten der Kriechstandes standen, zeigt allerdings ein ähnlich

ausscheidungsreiches Bild. Somit konnte keine Abhängigkeit von der Verformung

beobachtet werden.

4.6.2 Gefüge nach Auslagerung bei 150 °C

Um die temperaturinduzierte Ausscheidung der Mg17Al12-Phase während des

Kriechens zu simulieren und deren Abhängigkeit von der Wärmebehandlungsdauer

zu quantifizieren, wurden Überlaufbohnen aus AZ91 unterschiedliche Zeiten von 1

bis 200 h bei 150 °C ausgelagert. Um die Menge der Ausscheidungen zu bestimmen,

wurden Röntgendiffraktometermessungen durchgeführt.

Die Ausscheidung erfolgte wie auch bei den Kriechproben aus den übersättigten

Bereichen an den Korngrenzen. Diese werden in Anlehnung an die Literatur

[Dunlop1997, Dargusch1998b, Regener2007] im nachfolgenden als diskonti-

nuierliche Ausscheidungen interpretiert und bezeichnet, ohne dies im Detail zu

prüfen. Die gemessenen Spektren zur Quantifizierung sind in Abbildung 4.24 links im

Vergleich zu einer Probe im Gusszustand dargestellt und rechts in der Abbildung ein

Ausschnitt für Gusszustand, 20 h und 200 h überlagert. Die Peaks für die Mg17Al12-

Phase sind zusätzlich mit Pfeilen gekennzeichnet. Es fällt auf, dass mit zunehmender

Auslagerungsdauer die charakteristischen Peakhöhen zunehmen. Deutlich ist dies

an dem Ausschnitt der überlagerten Spektren für 0 h, 20 h und 200 h erkennbar.


Um die Menge der Phasen α-Mg und Mg17Al12 zu berechnen, korreliert die Software

die stärkste Linie im Spektrum jeder Phase mit der Intensität der stärksten Linie von

Korund in einer 50:50-Mischung mit der entsprechenden Phase (I/Icor). Ein Fehler des

direkten Vergleichs der für unterschiedliche Zeiten ausgelagerten Proben liegt darin,

dass der Al-Gehalt im Magnesiummischkristall die Peak Position beeinflusst. Eine

Übersättigung nahe der Korngrenzen führt zu unterschiedlichen Intensitätslagen von

Randbereich und Kornmitten. Dadurch wird der entstehende Peak breiter als bei

einer Probe mit über das Korn hinweg homogenerem Al-Gehalt. Aufgrund der

unterschiedlichen Al-Gehalte im Mg-Mischkristall in den verschieden ausgelagerten

Proben (Abbildung 4.24) rechts, wurde eine Korrektur über die maximale Halbwerts-

breite durchgeführt.

Abbildung 4.24: Röntgendiffraktometermessung der bei 150 °C ausgelagerten AZ91 Proben.

Der Al-Gehalt im Magnesiummischkristall beeinflusst die Peaklage und –breite. Nach der

Wärmebehandlung ist ein Anstieg der Mg17Al12-Phase zu beobachten.

Die daraus errechneten Phasenanteile an Mg17Al12, in Abbildung 4.25 dargestellt,

zeigen einen raschen Anstieg des Mg17Al12-Phasenanteils bis etwa 50 h Wärme-

behandlungsdauer. Bei noch länger andauernder Auslagerung verändert sich der

Phasenanteil nur gering und scheint ein Maximum zu erreichen. Diese Entwicklung

konnte auch in den Gefügeaufnahmen beobachtet werden, in denen ab 100 h keine

signifikante Zunahme der Mg17Al12-Phase erkennbar war.

Durch die mittels Röntgendiffraktometrie erstellte Quantifizierung können

morphologische Veränderungen der Phasen nicht erfasst werden. Eine

Vergröberung der Phasen in Abhängigkeit von der Zeit, wie sie in der Literatur von

verschiedenen Autoren berichtet wird [Blum2005, Srinivasan2010], kann sich ebenso

auf die Eigenschaften der Legierung auswirken. Bei Betrachtung der raster-

elektronischen Gefügeaufnahmen nach dem Kriechen, lassen sich neben feinen

30 40 50 60

0

1000

2000

3000

4000

5000

6000

7000

8000

9000

10000

11000

12000

Inte

nsit

ät

in C

ps

Mg17

Al12

2

200h

150h

50h

100h

0h

20h

10h

5h

35.5 36.0 36.5 37.0 37.5

0

1000

2000

3000

4000

5000

200h

0h

20h

2

Mg17

Al12


auch zahlreiche grobe Ausscheidungen erkennen, wie der folgende Abschnitt zeigt.

Diese deuten darauf hin, dass es zu einer Vergröberung mit zunehmender

Temperaturaussetzungsdauer kommt.

Abbildung 4.25: Quantifizierung des Mg17Al12-Phasenanteils in AZ91 in Abhängigkeit von der

Auslagerungsdauer bei 150 °C. Schraffierte Bereiche entsprechen der ungefähren Dauer der

Kriechversuche bei angegebener Spannung.

Auch in [Regener2007] wird die Ausscheidung von druckgegossener AZ91 unter-

sucht, allerdings bei Temperaturen bis zu 200 °C und Zeiten zwischen 10 min und

1000 h. Bei einer Temperatur von 150 °C zeigen sich anders als in der vorliegenden

Arbeit beide Ausscheidungstypen: kontinuierlich – im Korninnern – und diskonti-

nuierlich. Bereits bei einer Glühdauer von 1 h beobachtet sie deutliche Gefüge-

veränderungen. Zudem konnte sie keine Erhöhung der Ausscheidungsdichte in

Abhängigkeit von der Auslagerungsdauer feststellen. Dies wird allerdings anhand

von Härtemessungen bestimmt und nicht quantifiziert.

4.6.3 Größe und Volumenanteil der temperaturinduzierten Mg17Al12-

Ausscheidung

Durch Auswertung der rasterelektronenmikroskopischen Aufnahmen einer bei

50 MPa für 190 h im Kriechversuch getesteten AZ91-Probe konnten die Ab-

messungen der temperaturinduzierten Ausscheidungen ermittelt werden. Dazu

wurden die Farbschwellwerteinstellungen zur Phasenidentifikation von Mg17Al12

entsprechend gewählt und die Bereiche der im Gusszustand vorhandenen β-Phase

manuell der Auswertung entnommen. Eine Aufnahme mit Overlay der ausgewerteten

Phasen ist in Abbildung 4.26 dargestellt.

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200

2

4

6

8

10

50

MP

a

60

MP

a

Ph

asen

an

teil

Mg

17A

l 12 i

n V

ol.

-%

Auslagerungszeit bei 150 °C in h

70

MP

a

AZ91


Die Mikrostruktur verändert sich dynamisch und kann daher nicht als konstant

betrachtet werden. Die Probe zeigt daher nur exemplarisch das Erscheinungsbild der

temperaturinduzierten Mg17Al12-Phase. Die bereits erfolgte Vergröberung einiger

Ausscheidungen ist deutlich erkennbar. Die kleinsten erfassten Partikel besitzen

einen mittleren Durchmesser von 0,04 µm, während andere bereits zu einer

Größenordnung von 1 µm vergröbert sind. Über alle Partikel gemittelt ergibt sich ein

mittlerer Durchmesser von 0,14 µm bei einem mittleren Aspektverhältnis von 2,2 : 1.

95 % der Partikel haben einen kleineren mittleren Durchmesser als 0,38 µm. Der

Flächenanteil der kriech- bzw. temperaturabhängigen Ausscheidungen am

Gesamtgefüge wurde zu etwa 9 % bestimmt. Dieser Wert ist leicht erhöht gegenüber

den Ergebnissen der Röntgendiffraktometermessungen (~ 7 %).

Abbildung 4.26: Beispiel für die mittels Software durchgeführte Gefügeanalyse an den Mikro-

strukturaufnahmen der temperaturinduzierten Ausscheidungen einer bei 50 MPa für 190 h

getesteten AZ91-Probe und Zusammenfassung der Abmessungen der Mg17Al12-Phasen.

4.6.4 Einfluss einer Auslagerung auf die Kriecheigenschaften

An den für 200 h und für 5 h bei 150 °C ausgelagerten Proben wurden die

Kriecheigenschaften untersucht. Das Ziel war es den Einfluss des Mg17Al12-

Ausscheidungsprozesses zu untersuchen, d.h. inwiefern sich die Kriecheigen-

schaften ändern, wenn die Ausscheidung aus den übersättigten Bereiche bereits vor

dem Versuch erfolgt ist.

Abbildung 4.27 zeigt, dass bei den wärmebehandelten Proben im höheren

Spannungsbereich (120 MPa) eine höhere Kriechrate und stärkere Kriechverformung

zu beobachten ist. Dieser Effekt ist bei längerer Auslagerungszeit signifikanter. Bei

niedrigen Spannungen (40 MPa) weisen die ausgelagerten Proben ähnliche

minimale Kriechraten wie im Gusszustand auf. Die Kriechverformung fällt allerdings

aufgrund des weniger stark ausgeprägten primären Kriechstadiums geringer aus.

Flächenanteil β-Phase:

T-induzierte Ausscheidung ~ 9 %

Mittlere Partikelgröße:

Durchmesser 0,14 µm

Fläche 0,0132 µm²

Aspektverhältnis 2,2 : 1


Abbildung 4.28: Minimalen Kriechraten für AZ91

im Guss- und wärmebehandelten Zustand (150 °C,

200 h). Bei hohen Spannungen überwiegt der

Effekt der Mischkristallhärtung, die durch die

Auslagerung reduziert wird. Zu niedrigeren

Spannungen hin fallen die Geraden zusammen.8

50 100 150 200 25010

-8

10-7

10-6

10-5 AZ91 F, T5

T = 150 °C

min

. K

riech

rate

in

s-1

Spannung in MPa

30

200 h bei 150°C

ausgelagert

Gusszustand

Abbildung 4.27: Einfluss der Auslagerung bei 150 °C auf die Kriechkurven von AZ91 bei

120 MPa (links) und 40 MPa (rechts). Bei 120 MPa, was Versuchszeiten von 2 – 4 h entspricht,

bewirkt die Auslagerung eine Erhöhung der Kriechrate. Bei der geringen Spannung von 40 MPa

ergeben sich für Gusszustand und Auslagerung ähnliche minimale Kriechraten, wobei die

Kriechverformung aufgrund eines weniger stark ausgeprägten primären Kriechbereichs bei der

ausgelagerten Probe am geringsten ist.

Die Tendenz, dass sich die minimalen

Kriechraten der ausgelagerten Proben

und der Proben im Gusszustand zu

niedrigen Spannungen, d.h. bei

gleichzeitig längeren Versuchszeiten,

annähern, wird zusätzlich in

Abbildung 4.28 deutlich.8

Auch diese Ergebnisse deuten darauf

hin, dass der Verlust der Misch-

kristallhärtung bei hohen Spannungen

von Nachteil ist und auch nicht durch

die zusätzlich vorhandenen Aus-

scheidungen von Mg17Al12 kom-

pensiert werden kann.

Bei niedrigen Spannungen bzw.

langen Versuchszeiten scheiden sich

auch im Gusszustand entsprechende

Mengen an Mg17Al12 aus. Das be-

deutet, dass die Gefüge der ausge-

8 Ergebnisse z.T. aus im Rahmen des Promotionsvorhabens betreuter Diplomarbeit [Krause2007]

0 5 10 15

10-6

10-5

10-4

Kri

ec

hra

te i

n s

-1


AZ91 F, T5T = 150 °C

= 120 MPa

200 h bei 150°C

5 h bei 150°C

Gusszustand

0 1 2 3 4

10-8

10-7

10-6

200 h bei 150°C

Gusszustand5 h bei 150°C


Kri

ec

hra

te i

n s

-1

AZ91 F, T5T = 150 °C

= 40 MPa


lagerten Proben und derer im Gusszustand nach einer gewissen Dauer vergleichbar

sind, da in Abschnitt 4.6.2 gezeigt wurde, dass der Phasenanteil an Mg17Al12 ein

Plateau erreicht. Lediglich die Vergröberung der Phasen wird in der ausgelagerten

Probe weiter fortgeschritten sein. Da die Kriechverformungen bei niedrigen

Spannungen der ausgelagerten Proben geringer sind, lässt dies vermuten, dass

entweder der Prozess der Ausscheidung der Mg17Al12-Phase einen Verformungs-

beitrag leistet oder dass die Ausscheidungen in den ausgelagerten Proben das

primäre Kriechen verringern.

4.7 Untersuchung der Mischkristallhärtung

Das vorhergehende Kapitel hat gezeigt, dass die Mischkristallhärtung vor allem bei

hohen Spannungen einen wichtigen Beitrag zur Kriechfestigkeit leistet. Um die

Größe dieses Beitrags näher quantifizieren zu können, wurden Versuche an

lösungsgeglühten Mg-Al-Legierungen mit Al-Gehalten von 3 – 14 % durchgeführt.

Durch die T4 Wärmebehandlung wurden die Mg17Al12-Ausscheidungen der jeweiligen

Legierung weitestgehend in Lösung gebracht, so dass die Proben sich nicht mehr

hauptsächlich in der Menge der Mg17Al12-Phase unterscheiden, sondern im Al-Gehalt

der Mg-Mischkristalle. In AZ121 und AZ141 konnte der Al-Gehalt jedoch nicht

vollständig gelöst werden. In diesen Legierungen verblieb eine nicht zu vernach-

lässigende Menge an ß-Phase im Gefüge.

Abbildung 4.29: Mikrostruktur der T4-Proben am Beispiel von AM60 und AZ91 (links). Die β-

Phase scheint vollständig aufgelöst. Rechts: Kriechkurven lösungsgeglühter Mg-Legierungen

unterschiedlichen Al-Gehaltes bei 80 und 120 MPa Spannung. Ein höherer Al-Gehalt im Misch-

kristall führt zu einer Reduzierung der minimalen Kriechraten und der Kriechstauchung.

0 5 10 15 20 2510

-7

10-6

10-5

10-4


Kri

ec

hra

te i

n s

-1

AM50 T4

AM50 T4

AZ91 T4

AZ91 T4

AM60 T4

AM60 T4AZ70 T4

AZ70 T4

120 MPa

80 MPa

AZ91, AZ70, AM60, AM50

T4: 420 °C, 8 h

T = 150 °C


Da es während der Kriechversuche zu erneuter Ausscheidung kommt, wurde die

Temperaturhaltezeit vor Belastung der Probe auf 3 min herabgesetzt und auf

Langzeitversuche, d.h. niedrige Spannungen, verzichtet. Durch die erneute

Ausscheidung würden wieder Effekte hinzukommen, die sich vom Mischkristall-

einfluss nicht separieren lassen. Zudem ergibt sich bei Auslagerung nach

Lösungsglühen in den Magnesiumlegierungen eine Ausscheidungsstruktur, die sich

vom Gussgefüge unterscheidet [Kielbus2003, Scholz2012] und auch dadurch nicht

vergleichbar ist.

In Abbildung 4.29 sind beispielhaft die Gefüge von AZ91 und AM60 im

lösungsgeglühten Zustand und die Kriechkurven für die Mg-Al-Legierungen AM50 bis

AZ91 im T4 Zustand bei Spannungen von 80 und 120 MPa abgebildet. Anhand der

Mikrostruktur lässt sich erkennen, dass die im Gusszustand vorhandene β-Phase in

Lösung gebracht wurde. Die Kriechkurven zeigen, dass mit steigendem, im

Mischkristall gelöstem, Al-Gehalt die Kriechrate sinkt und gleichzeitig die Kriech-

verformung abnimmt. Von AM50 zu AZ91 ergibt sich nahezu eine halbe Größen-

ordnung Unterschied bei der minimalen Kriechrate und auch AM60 und AZ70 zeigen

eine sukzessive Erniedrigung der Kriechgeschwindigkeit.

In Abbildung 4.30 ist die Norton-Auftragung der minimalen Kriechraten für die

lösungsgeglühten Proben von AM30 bis AZ91 dargestellt. Der Effekt der Misch-

kristallhärtung scheint zu geringeren Spannungen hin kleiner zu werden, wobei hier

bereits die Ergebnisse von der Mg17Al12-Ausscheidung überlagert werden. Dies ist

auch an den gezeigten Gefügeaufnahmen von AZ91 T4 nach Auslagerung

ersichtlich. Die Auslagerungszeiten entsprechen den Versuchszeiten bis zum

Erreichen der minimalen Kriechrate bei den markierten Spannungen. Bei Versuchs-

dauern von 8 h ist bereits eine erhebliche Ausscheidung von Mg17Al12-Phasen er-

folgt. Dies entspricht der Zeit bis zum Erreichen der minimalen Kriechrate in

Kriechversuchen an AZ91 T4 bei Spannungen kleiner 90 MPa. Zudem zeigen die

Gefügeaufnahmen, dass die Korngröße im Vergleich zum Gusszustand nicht

wesentlich verändert wurde.

Zusätzlich sind die Ergebnisse für AM50 bis AZ91 im Gusszustand durch einen

schraffierten Bereich gezeigt. Hier zeigt sich bei AZ91 ein leichter Vorteil der

erhöhten Mischkristallhärtung im Vergleich zum Gusszustand bei hohen Span-

nungen, obwohl zeitgleich Ausscheidungen durch das Auflösen der Mg17Al12-Phasen

reduziert werden. Dies deutet darauf hin, dass gerade bei hohen Spannungen in Mg-

Al-Legierungen die Mischkristallhärtung durch Aluminium im α-Mg effektiver ist, als

die Ausscheidungshärtung durch entartet erstarrtes Mg17Al12.

In den Legierungen mit weniger Al-Gehalt zeigt sich eine Verringerung der Kriech-

beständigkeit im Vergleich zum Gusszustand, trotz Erhöhung der Mischkristall-

härtung. Dies kann zum einen dadurch begründet sein, dass der Gewinn durch die

homogene Al-Verteilung geringer ausfällt als der Verlust durch die nicht mehr


vorhandenen lokalen deutlich Al-reicheren Randbereiche. Zum anderen kann auch

ein weiterer Effekt, wie die Verringerung der Versetzungsdichte durch die Lösungs-

glühung, dafür verantwortlich sein. Amberger zeigte jedoch, dass vorverformte

Proben von AZ91, d.h. mit erhöhter Versetzungsdichte, keine signifikante Änderung

der Kriecheigenschaften zeigen [Amberger2011].

Abbildung 4.30: Norton-Auftragung der minimalen Kriechraten von lösungsgeglühten Mg-Al-

Legierungen. Mit steigendem im Mischkristall gelöstem Al-Gehalt nimmt die Kriech-

beständigkeit zu. Der Effekt wird zu niedrigen Spannungen kleiner, da die Ergebnisse durch

Ausscheidung von Mg17Al12 überlagert werden, erkennbar an der Mikrostruktur ausgelagerter

Proben rechts. Im Diagramm sind zusätzlich die Kriechraten im Gusszustand als schraffierter

Bereich aufgetragen. Nur für AZ91 lässt sich eine Verbesserung durch Mischkristallhärtung

erkennen.9

Bei Betrachtung der minimalen Kriechraten in Abhängigkeit von der Al-Konzentration

im α-Mischkristall in At.-% ergibt sich eine Abhängigkeit, die in Abbildung 4.31 dar-

gestellt ist. Die Ergebnisse für die AZ121-Legierung (~ 10,5 At.-% Al) erfordern eine

Korrektur zu niedrigeren Al-Gehalten, da die ß-Phase nicht vollständig im Misch-

kristall gelöst wurde.

Die Werte lassen sich durch eine Gerade im doppeltlogarithmischen Plot annähern.

Daraus ergibt sich ein Zusammenhang der minimalen Kriechrate von der Al-

Konzentration c wie folgt:

6,1

min c~ε (4.3)


50 60 70 80 90 100 110 120 130 14010

-8

10-7

10-6

10-5

6.5

1

AM50 F

AZ91 F

AM30 T4

AM40 T4

min

. K

riech

rate

in

s-1

AM60 T4

AZ70 T4

Spannung in MPa

AZ91 T4

Mg-Al-Legierungen T4

T = 150 °C

AM50 T4


Bereits von [Sato2000] wurde eine Abhängigkeit der Kriechrate ~ c-m in Mg-Al- und

Mg-Y-Mischkristallen bei Temperaturen von 277 – 327 °C bestimmt. Der

Konzentrationsexponent ergab sich zu m < 1 für Class A-Mischkristalllegierungen

und m = 2 – 3 für Class M-Verhalten, wie es bei Reinmetallen zu beobachten ist. Mit

den in dieser Arbeit getesteten Legierungen erzielt man einen Wert zwischen den

beiden Typen.

Abbildung 4.31: Abhängigkeit der Kriechrate vom Al-Gehalt im Mischkristall der Legierungen

AM20 bis AZ121. Die doppeltlogarithmische Auftragung lässt sich über eine Gerade an-

nähern.10

Eine weitere in dieser Arbeit betrachtete Möglichkeit zur Beschreibung der Al-

abhängigen Verbesserung der Kriecheigenschaften von lösungsgeglühten Proben ist

die Betrachtung als Festigkeitsbeitrag durch Mischkristallhärtung. Dieser Beitrag

MK ist in Magnesiumlegierungen laut Literatur über die Gleichung (4.4) mit dem

gelösten Al-Gehalt c verknüpft [Akhtar1969, Akhtar1972, Lukac1992, Caceres2001].

n0MK cc~σΔ (4.4)

Der Gehalt c0 entspricht der minimalen Konzentration, die für einen Härtungseffekt

nötig ist, und beträgt für Aluminium im Magnesiummischkristall etwa 0,1 At.-%. Der

Exponent n wird hierbei zu 1/2 oder 2/3 bestimmt, wobei Letzteres nach Akhtar et al.

für Mg-Al-Legierungen vorzuziehen ist [Akhtar1972]. Diese Gleichung findet in der

Regel Anwendung zur Beschreibung von Beiträgen z.B. zur Härte, Fließspannung

[Caceres2001] und kritischen Schubspannung [Akhtar1972].

10

Ergebnisse z.T. aus im Rahmen des Promotionsvorhabens betreuter Masterarbeit [Scholz2012]

2 4 6 8 10 12

10-6

10-5

1

min

. K

riech

rate

in

s-1

Mg-Al-Legierungen

T4 (420°C, 8h)

creep

= 80 MPa

creep

= 120 MPa

Al-Gehalt in At.-%

creep

= 100 MPa

-1.6


In den theoretischen Grundlagen wurde bereits beschrieben, dass Festigkeits-

beiträge insbesondere bei teilchengehärteten Legierungen, aber auch bei einigen

unverstärkten Legierungen, oft durch Einführung einer sogenannten Schwell-

spannung berücksichtigt werden (vgl. Abschnitt 2.4.1). Das Potenzgesetz wird

modifiziert, wie in Gleichung (2.4) dargestellt.

Da auch gelöste Fremdatome als Hindernisse für Versetzungen im Gitter wirken

können, wird im Folgenden überprüft, ob die Mischkristallhärtung einen ähnlichen

Effekt auf die Kriecheigenschaften hat. Dazu wird das Schwellspannungsmodell

herangezogen mit der Annahme, dass der Mischkristallhärtungsbeitrag als

Schwellspannung wirkt. Hierzu werden die Ergebnisse der Mg-Al-Legierungen im T4-

Zustand in Abbildung 4.32 zur Ermittlung der Schwellspannung nach dem Vorgehen

von Lagneborg und Bergman [Lagneborg1976] aufgetragen. Dabei erfolgt die

Auftragung von n/1

minε über die Spannung. Angenommen wird Versetzungskriechen

als dominierender Kriechmechanismus und damit ein effektiver Spannungsexponent

von n = 5. Der Schnittpunkt der Ausgleichsgeraden mit der x-Achse ergibt die

Schwellspannung. Bei hohen Al-Gehalten wurden aufgrund der verstärkten Mg17Al12-

Phasenausscheidung und somit signifikanten Veränderung der gelösten Al-Menge

nur die kurzen Versuchszeiten bzw. höheren Spannungen (> 80 MPa) berücksichtigt.

Abbildung 4.32: Ermittlung der Schwellspannung für Mg-Al-Legierungen. Dargestellt ist die

minimale Kriechrate 1/5

minε als Funktion der Spannung. Die Schwellspannung steigt mit

zunehmendem Al-Gehalt.

Es wird ersichtlich, dass mit steigendem Al-Gehalt auch die Schwellspannung

zunimmt. Die Werte reichen von 18 MPa für AM30 bis 42 MPa für AZ91H. Falls die

0 20 40 60 80 100 120 140 160

0.00

0.02

0.04

0.06

0.08

0.10

0.12

0.14

AM

30AM

40

AZ91

AZ91

HAZ70

AM

60

AM

50

(m

in.

Kri

ech

rate

in

s-1)1

/5

Spannung in MPa


T = 150 °C


Schwellspannung durch die Mischkristallhärtung erklärt werden kann, muss sich eine

Abhängigkeit der Form 2/1

00 cc~σ bzw. 3/2

00 cc~σ ergeben. Diese ist in

Abbildung 4.33 dargestellt.

Der ermittelte Zusammenhang

2/1

0 00046,0c4,182σ (4.5)

σ0: Schwellspannung

c: atomare Al-Konzentration im Mischkristall

für n = 1/2 stimmt nicht mit den von

Caceres und Rovera [Caceres2001]

angegebenen Härtungsbeitrag durch

den Al-Gehalt in Mg-Al-Mischkristallen

überein. Diese ermittelten einen

Beitrag von 2/1

MK c7,118σ .

Für n = 2/3 ergibt sich für die

Schwellspannung eine bessere

Übereinstimmung mit der von Caceres

und Rovera gefundenen Abhängigkeit

des Festigkeitsbeitrag durch

Mischkristallhärtung [Caceres2001].

Zudem ist c0 in der Größe des in der

Literatur angegebenen Wertes von

etwa 0,1 At.-%.

3/2

0 0011,0c1,225σ (4.6)

σ0: Schwellspannung c: atomare Aluminiumkonzentration im Mischkristall

Andere Ansätze in der Literatur zur Umschreibung des Effekts der

Mischkristallhärtung auf die Kriechrate, wie von Spigarelli et al. [Spigarelli2008],

wurden überprüft, führten aber zu keiner Übereinstimmung. Die Autoren beschreiben

einen Zusammenhang der folgenden Form:

nmin G/σαsinhε mit 37,0c/6,69α (4.7)

minε : minimale Kriechrate σ: angelegte Spannung

G: Schubmodul c: atomare Aluminiumkonzentration im Mischkristall

Eine doppeltlogarithmische Auftragung der minimalen Kriechraten über

G/σαsinh ergibt keine Masterkurve, wie dies bei Übereinstimmung gegeben

wäre.

Abbildung 4.33: Abhängigkeit der Schwell-

spannung in Mg-Al-Legierungen im T4-Zustand

vom Al-Gehalt der Form σ ~ (c – c0)n. Zum

Vergleich sind die Mischkristallhärtungs-

beiträge für Mg-Al von Caceres und Rovera

ermittelt dargestellt [Caceres2001].

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4

0

10

20

30

40

Mg-Al T4

MK

=197.5*c2/3

[Caceres2001]

0= 225.1*(c - 0.0011)

2/3

n=1/2

Sch

well

sp

an

nu

ng

in

MP

a

atomarer Al-Gehalt cn

0= 182.4*(c - 0.0046)

1/2

n=2/3

MK

=118.7*c1/2

[Caceres2001]

76 Ergebnisse Mg-Al-Sr-Legierungen


5.1 Legierungszusammensetzung

Tabelle 5.1 zeigt die mittels Glimmentladungspektrometrie gemessenen Gehalte der

Hauptlegierungselemente und die Gießtemperaturen der für diese Arbeit unter-

suchten Mg-Al-Sr-Legierungen.

Tabelle 5.1: Gießtemperaturen und Gehalte der Hauptlegierungselemente der untersuchten Mg-

Al-Sr-Legierungen in Gew.-%

Legierung Ausgangsmaterial Gießtemperatur Al Zn Mn Sr

AJ81 AZ91 + MgSr30 605 °C 8,3 0,62 0,19 1,2

AJ82 AZ91 + MgSr30 605 °C 8,2 0,61 0,20 2,1

AJ83 AZ91 + MgSr30 605 °C 7,9 0,61 0,18 3,0

AJ84 AZ91 + MgSr30 605 °C 8,0 0,59 0,17 3,9

AJ85L AZ91 + MgSr30 605 °C 7,9 0,57 0,18 4,5

AJ62 AJ62 620 °C 6,3 0,05 0,22 2,1

AJ62H AJ62 + MgSr30 620 °C 6,2 0,04 0,20 2,4

AJ63L AJ62 + MgSr30 620 °C 6,1 0,04 0,25 2,8

AJ63 AJ62 + MgSr30 620 °C 6,0 0,03 0,25 3,0

AJ63H AJ62 + MgSr30 620 °C 5,8 0,03 0,23 3,3

AJ52L AM50 + MgSr30 630 °C 4,7 0,11 0,29 1,8

AJ52 AJ52 630 °C 4,8 0,05 0,31 2,1

AJ52H AJ52 + MgSr30 630 °C 4,7 0,05 0,32 2,4

AJ53L AJ52 + MgSr30 630 °C 4,6 0,05 0,32 2,7

AJ53 AJ52 + MgSr30 630 °C 4,6 0,05 0,30 3,1

Der Aluminiumgehalt der AZ91, die als Basislegierung für die strontiumhaltigen

Varianten verwendet wurde, liegt an der unteren Grenze der Spezifikation. Bei Sr-

Zugabe nimmt dieser tendenziell weiter ab aufgrund der Verdünnung mit der zweiten

Komponente. Bei den Chargen mit Strontiumzugabe ergaben sich Legierungs-

zusätze von etwa 1,2 %, 2,1 %, 3,0 %, 3,9 % und 4,5 % Strontium bei Al-Gehalten

kleiner 8,5 %. Die Nomenklatur der Legierungen wurde dementsprechend zu AJ8x

angepasst.

Bei geringeren Aluminiumgehalten (~ 5 – 6 %) wurden die Schritte bei der Sr-Zugabe

zu 0,3 % gewählt. Im Allgemeinen ließ sich dies für alle Legierungen gut realisieren.

Die Bezeichnung der Legierungen erfolgte in Anlehnung an die AJ-Legierungen

[Pekguleryuz2003a] mit dem zusätzlichen Kürzel „L“ (low) für geringeren Sr-Zusatz

und „H“ (high) für höheren Sr-Zusatz um Varianten zu unterscheiden, die nach der

ASTM-Nomenklatur die gleiche Bezeichnung erhalten.

Ergebnisse Mg-Al-Sr-Legierungen 77

5.2 Mikrostrukturelle Untersuchung der Mg-Al-Sr-Legierungen

5.2.1 Thermodynamische Phasenberechnungen AJ8x-Legierungen

Die thermodynamische Berechnung wurde mittels des Moduls CompuTherm

basierend auf der CALPHAD-Methode durchgeführt. Dieses erlaubt die Berechnung

der existierenden Phasen in Abhängigkeit von der Temperatur bei gegebener

Zusammensetzung nach dem Modell von Scheil und im Gleichgewicht (Lever). Der

Hersteller gibt hierzu Legierungselementgrenzen von etwa 10 % für den Al-Gehalt

und 1 % für den Sr-Gehalt an. Eine Berechnung über die Grenzen hinaus ist möglich,

kann aber fehlerbehaftet sein. Die Berechnungen werden im Folgenden dennoch

vorgestellt, da sie gute Tendenzen zeigen.

Als Beispiel für die erhaltenen Ergebnisse sind in Abbildung 5.1 die Phasenanteile in

Gew.-% für AJ81 und AJ84 aufgetragen. Für die einzelnen Phasen wird vom

Programm zudem die jeweilige Zusammensetzung berechnet.

Abbildung 5.1: Phasenanteile in Gew.-% in AJ81 und AJ84 berechnet nach dem Modell von

Scheil. Eine Erhöhung des Sr-Gehaltes führt zur Erhöhung der Ausscheidungstemperatur und

des Phasenanteils von Al4Sr, gleichzeitig wird der Mg17Al12-Anteil verringert.

Die Hauptphasen in der reinen AZ91 sind die bereits vor dem α-Mischkristall

erstarrenden kleinen Mengen an Mn-Phasen (Al8Mn5), der α-Mischkristall und das

eutektisch neben weiterem α-Mg erstarrende Mg17Al12. Diese sind auch in AJ81

enthalten. Zusätzlich entsteht die Al4Sr-Phase, die gleichzeitig durch das Abbinden

von Aluminium die Bildung der Mg17Al12-Phase reduziert. Der weiter erhöhte Sr-

Gehalt äußert sich zum einen in einer Zunahme des Al4Sr-Anteils und zum anderen

in einer fast vollständigen Unterdrückung der Mg17Al12-Bildung (vgl. auch Abbildung

5.2 links). Während in Gew.-% der Gesamtanteil der intermetallischen Phasen nur

400 450 500 550 600 650

0.1

1

10

100

AJ81

AJ84

Al8Mn

5

Mg17

Al12

a-Mg

Ph

as

en

an

teil

in

Gew

.-%

Temperatur in °C

Al4Sr

AJ8x

Scheil

Computherm


leicht verändert wird, zeigt sich bei Auftragung der Volumengehalte eine deutliche

Reduktion aufgrund der höheren Dichte der neu gebildeten Al4Sr-Phase

(ρ = 2,85 g/cm³ [Bronfin2006]) im Vergleich zu Mg17Al12 (ρ = 2,09 g/cm³

[Bourgeois2001]).

Gleichzeitig wird durch den höheren Legierungselementgehalt die Ausscheidungs-

temperatur von Al4Sr, d.h. die Temperatur bei der zum ersten Mal die Phase ent-

steht, erhöht. Zudem reduziert sich die Menge an zu Bildung von Mg17Al12 zur

Verfügung stehendem Aluminium in der Restschmelze nach der Al4Sr-Ausscheidung,

wodurch sich die Menge der Mg17Al12-Phase deutlich und die Temperatur zur Aus-

scheidung leicht erniedrigt wird, wie aus Abbildung 5.2 ersichtlich. Die Liquidus-

temperatur TL, die gleichzusetzen ist mit der Ausscheidungstemperatur des α-Misch-

kristalls, wird durch den Sr-Zusatz ebenfalls erniedrigt.

Abbildung 5.2: Anteile an intermetallischen Phasen nach CompuTherm-Berechnung (links).

Mg17Al12 wird zunehmend durch die Bildung von Al4Sr unterdrückt. Der Gesamt-Volumenanteil

der intermetallischen Phasen nimmt durch Sr-Zugabe ab. Ebenso verändern sich die Aus-

scheidungstemperaturen mit zunehmenden Sr-Gehalt (rechts). Liquidustemperatur sinkt ab

und Al4Sr-Ausscheidungstemperatur erhöht sich.

5.2.2 Lichtmikroskopische und Rasterelektronische Untersuchungen

Bei Betrachtung des Gefüges der Legierungsabgüsse AZ91 mit Strontium ist zu

beobachten, dass mit steigendem Strontiumzusatz das Eutektikum zunehmend

vernetzt. Abbildung 5.3 zeigt dies anhand der lichtmikroskopischen Aufnahmen von

AJ82 und AJ84.

In Abschnitt 2.1.2 und 4.2 wurde beschrieben, dass die eutektische Phase in einer

AZ91 Probe recht vereinzelt zwischen den Körnern auftritt. Dieses Erscheinungsbild

von AZ91 wurde auch von Dargusch beobachtet und die Ausprägung des

Eutektikums als inselförmig bezeichnet [Dargusch1998b]. Bei Zugabe von Sr zeigt

sich eine zunehmende Kontiguität der intermetallischen Phase.

AZ91 AJ81 AJ82 AJ83 AJ84 AJ85L0%

2%

4%

6%

8%

10%

12%

Ph

asen

an

teil

in

Vo

l-%

Mg17

Al12

Al4Sr

AJ8x-Legierungen

Intermetallische Phasen

Gesamtanteil

in Gew.-%

AZ91 AJ81 AJ82 AJ83 AJ84 AJ85L400

450

500

550

600

650

a-Mg = TL

Mg17

Al12

Al4Sr

AJ8x: Ausscheidungstemperaturen

Te

mp

era

tur

in °

C

1 vol.-% IP

5 vol.-% IP


In Abbildung 5.3 rechts sind exemplarisch die entsprechenden teilflüssig ver-

gossenen Legierungen mit Festphasengehalten von etwa 19 % (+/- 3 %) dargestellt.

Diese scheinen einen höheren Vernetzungsgrad in der Restschmelze aufzuweisen.

Auffällig ist dies insbesondere bei den niedrigen Sr-Gehalten, bei denen die

Verzweigungen der vollflüssigen Legierungen stärker unterbrochen sind. Wie auch

für AZ91 stellt sich in den AJ-Legierungen ein Gleichgewicht im Prozess und somit

für die Primärglobuliten ein. Dabei ist der Legierungselementgehalt der primären

Festphase deutlich niedriger als der Absolutgehalt in der Legierung. Dadurch kommt

es zu einer Aufkonzentration der Legierungselemente in der Restschmelze, was eine

stärkere Vernetzung des Eutektikums erklären kann.

Abbildung 5.3: Lichtmikroskopische Aufnahmen der vollflüssig (links) und teilflüssig (rechts)

vergossenen Legierungen AJ82 und AJ84. Eine zunehmende Vernetzung des Eutektikums

erfolgt durch Erhöhung des Sr-Gehaltes. Bei teilflüssiger Verarbeitung scheint die An-

reicherung der Legierungselemente in der Restschmelze dort zu einer stärkeren Vernetzung zu

führen.

Abbildung 5.4 zeigt anhand von rasterelektronischen Aufnahmen im Detail die sich

bildenden Phasen der Legierungen. Bei Strontiumzugabe zu AZ91 bildet sich neben

dem entarteten Eutektikum aus Mg17Al12 und α-Mg zunehmend die weitere inter-

metallische Phase Al4Sr, die sich an den Korngrenzen als lamellares Eutektikum

ausscheidet. Die intermetallischen Phasen zeigen mit zunehmendem Sr-Gehalt eine

zunehmende Kontiguität. Diese Morphologieänderung ist ähnlich den Beobach-

AJ82 TG = 580 °C AJ82 TG = 605 °C

AJ84 TG = 575 °C AJ84 TG = 605 °C

50 µm

50 µm

50 µm

50 µm


tungen, die bereits an mit Ca modifizierter AZ91 festgestellt wurde [Eibisch2008,

Amberger2011].

In den in dieser Arbeit untersuchten Legierungen tritt allerdings bei hohen Sr-

Zugaben eine weitere Phasenänderung auf. Ab der Legierung AJ84 lässt sich neben

der Al4Sr-Phase im Gefüge eine blockige Mg-Al-Sr-Phase erkennen, die bereits in

der Literatur beschrieben wurde und in der Regel als Massivphase bezeichnet wird

[Baril2003, Kunst2008, Kunst2009]. Die Mg17Al12-Phase wurde in AJ84 bereits

vollständig verdrängt. Bei weiterer Sr-Zugabe (AJ85L) nimmt der Anteil an Al4Sr-

Phase wiederum ab und die Menge an ternäre Massivphase im Gefüge nimmt

deutlich zu.

Abbildung 5.4: Rasterelektronenmikroskopische Gefügeaufnahmen von AJ82, AJ83, AJ84 und

AJ85L vollflüssig vergossen. Bei niedrigen Sr-Gehalten ist neben entarteten Mg17Al12-Phase

lamellare Al4Sr erkennbar. Der lamellare Phasenanteil nimmt bis AJ84 zu, während Mg17Al12

vollständig verdrängt wird. Bei AJ84 wird zusätzlich eine blockige Mg-Al-Sr-Phase gebildet.

Diese sogenannte Massivphase ist in AJ85L bereits stark ausgeprägt.

Bei einem geringeren Al-Gehalt bilden sich mengenmäßig weniger intermetallische

Phasen aus, aber die Phasenwechsel werden schneller bzw. bereits bei geringeren

Sr-Gehalten erreicht. Abbildung 5.5 zeigt diesen Effekt anhand exemplarischer

Gefügeaufnahmen der AJ6x- und AJ5x-Legierungen. In AJ62 ist Al4Sr dominierend

AJ82 AJ83

AJ84 AJ85L

Mg17Al12

Mg17Al12

Al4Sr

Al4Sr

Al4Sr

Mg-Al-Sr Mg-Al-Sr

Al4Sr


und nur wenig Mg17Al12 lässt sich beobachten, ähnliches gilt auch für die AJ52L. Bei

Zugabe von jeweils 0,6 % Sr lässt sich bei AJ63L nur vereinzelt die ternäre Phase

nachweisen, während AJ52H bereits stark von der Massivphase geprägt ist. Dies

zeigt sich erst bei weiterer Sr-Zugabe in der AJ63H-Legierung. In AJ53 ist der Anteil

der Al4Sr-Phase verschwindend gering.

Abbildung 5.5: Mikrostruktur einiger AJ6x und AJ5x Varianten. Bei niedrigeren Al-Gehalten

erfolgen die Phasenwechsel bereits bei geringeren Sr-Gehalten. So zeigen AJ63H und AJ52H

ein von der Massivphase geprägtes Gefüge.

AJ62 AJ52L

AJ63L AJ52H

AJ63H AJ53


Ähnlich wie bei den Mg-Al-Legierungen wurde auch für die AJ-Legierungen ein

charakteristischer Al-Verlauf im Korn aus den CompuTherm-Berechnungen ermittelt.

Abbildung 5.6 zeigt AJ83 im Vergleich zu AZ91, beide auf den Kornradius normiert.

Da die vorwiegende intermetallische Phase in AJ83 Al4Sr ist und diese sich lamellar

entlang der Korngrenzen ausbildet, wurde dies schematisch angedeutet.

Im Korninnern ist der Al-Gehalt in beiden Legierungen vergleichbar, nur eine sehr

leichte Reduzierung konnte in der strontiumhaltigen Legierung festgestellt werden.

Die starke Übersättigung der Kornrandbereiche in AZ91 wird jedoch durch die Sr-

Zugabe deutlich reduziert. Nur die sehr geringen Mengen eutektischen α-Mg erreicht

die gleiche Übersättigung wie in AZ91. Zudem nimmt der Bereich der Mg17Al12-Phase

deutlich ab. Im Gefüge ist diese nicht mehr eindeutig zu erkennen. Die Berech-

nungen und Aufnahmen lassen vermuten, dass die diskontinuierliche Ausscheidung

von Mg17Al12 bei Temperatureinwirkung bzw. beim Kriechen in diesen Legierungen

verringert wird.

Abbildung 5.6: Al-Verlauf im Mg-Mischkristall und an der Korngrenze für AZ91 und AJ83. Die

Menge an ß-Phase und die Übersättigung der Kornrandbereiche wird durch den Sr-Gehalt

deutlich reduziert. Zum Vergleich ist über dem Diagramm ein Ausschnitt aus der raster-

elektronischen Gefügeaufnahme von der Kornmitte bis zum Euktektikum dargestellt.

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0

0

2

4

6

8

10

12

14

lok

ale

r A

l-G

eh

alt

in

Ge

w.-

%

Al-Verlauf im a Korn

Al4Sr

AJ83

AJ83

AZ91

AJ83

AZ91

x normiert

parallel Al4Sr-

Ausscheidung

KornrandKornmitte

AJ83 Al4Sr α


5.2.3 Phasenidentifikationen in den AJ-Legierungen

Zur Identifikation der vorhandenen Phasen wurden Diffraktometeranalysen und

Mikrosondenmessungen durchgeführt. Die röntgendiffraktometrischen Messungen in

Abbildung 5.7 zeigen das Spektrum von AJ81 und AJ85L.

Bei AJ81 konnte neben Mg-Mischkristall die intermetallischen Phasen Mg17Al12 und

Al4Sr mittels der Datenbank identifiziert werden. Ab der Legierung AJ83 konnten

keine charakteristischen Peaks der Mg17Al12-Phase beobachtet werden. Das

Spektrum der AJ85L-Legierung zeigt deutliche Peaks, die mittels der vorhandenen

Datenbank nicht zugeordnet werden konnten. Ein Vergleich mit der Literatur zeigt

gute Übereinstimmung mit den von Baril et al. [Baril2003] gefundenen Peaklagen für

die von ihnen als Mg13Al3Sr-Phase bestimmte Massivphase. Diese Ergebnisse

spiegeln die Beobachtungen der Gefügebetrachtungen wieder.

Abbildung 5.7: Röntgendiffraktometrische Messung an AJ81 (links), die die Koexistenz von

Mg17Al12 und Al4Sr zeigt, und Ergebnisse für AJ85L (rechts), in der Al4Sr und die ternäre Phase

als intermetallische Phasen vorliegen.

Die Elementverteilungskarten und Linienmessungen, die mittels Mikrosonde ermittelt

wurden, zeigen die Veränderung der Zusammensetzung innerhalb der eutektischen

Phasen und innerhalb der Mg-Körner in Abhängigkeit von dem Sr-Zusatz (vgl.

Abbildung 5.8).

Die Legierungselemente Aluminium, Strontium und Zink sind hauptsächlich in den

eutektischen Phasen vorhanden. Die Linienanalyse in Abbildung 5.8 zeigt Al-Peaks

in Verbindung mit Sr- oder Mg-Peaks innerhalb des Eutektikums in AJ81. Dies

bestätigt, dass sowohl Al4Sr und Mg17Al12 in der Legierung vorliegen. Für AJ83 treten

die Al-Peaks nahezu nur in Verbindung mit Sr-Peaks auf, was darauf hindeutet, dass

die Bildung von Mg17Al12 bei höheren Sr-Gehalten unterdrückt wird. In der Legierung

AJ85L zeigen sich vereinzelt zum Al-Gehalt verhältnismäßig höhere Sr-Peaks, die

darauf hindeuten, dass es eine weitere strontiumhaltige Phase anderer Stöchiometrie

0

1

2

3

4

5

30 32 34 36 38 40

6

2-Theta

Inte

ns

itä

t in

Cp

s x

10

00

Mg

Mg17Al12

Al4Sr

AJ81

Mg

Mg17Al12

Al4Sr

AJ85L

Mg-Al-Sr [Baril2003]

0

1

2

3

4

5

6

Inte

ns

itä

t in

Cp

s x

10

00

30 32 34 36 38 40

2-Theta


in der Legierung gibt. Simultan zu den Al- und Sr-Peaks steigt auch der Gehalt an

Zn, was darauf hindeutet, dass auch dieses hauptsächlich in den intermetallischen

Phasen gebunden wird.

Abbildung 5.8: Linienelementanalyse mittels Mikrosonde der Legierungen AJ81, AJ83 und

AJ85L. An AJ81 treten Al-Peaks zum Teil in Verbindung mit Strontium oder nur mit Magnesium

auf, was auf Al4Sr und Mg17Al12 hindeutet. Für AJ83 und AJ85 wird die Mg17Al12 Bildung

unterdrückt.

5.2.4 Abhängigkeit der Bildung der ternären Phase

Abhängig von den Gehalten an Sr und Al bildet sich in den Legierungen die Massiv-

phase aus, oder nicht. Das ternäre Diagramm in Abbildung 5.9 zeigt die Ergebnisse

aus dieser Arbeit. Desweiteren sind Ergebnisse aus anderen Arbeiten mit dargestellt.

Die Ergebnisse und die Literaturwerte zeigen, dass sich die Legierungen mit

Ausbildung der Massivphase gut von denen ohne ternäre Phase abgrenzen lassen.

Das in der Literatur [Pekguleryuz2003b] angegebene Sr/Al-Verhältnis von 0,3 erweist

sich aber für die meisten Legierungen als zu niedrig. Vielmehr wird auch schon von

Kunst [Kunst2008] darauf hingewiesen, dass es scheinbar nicht alleine vom

0 30 60 90 120

0

5

10

15

20

25

30

40

50

60

70

80

90

100

Position in µm

Al-

, Z

n-,

Sr-

Ko

nzen

trati

on

in

%

AJ81 - TM = 605 °C

Mg

Al

Sr ZnM

g-K

on

zen

trati

on

in

%M

g-K

on

zen

trati

on

in

%

Mg

-Ko

nzen

trati

on

in

%M

g-K

on

zen

trati

on

in

%M

g-K

on

zen

trati

on

in

%M

g-K

on

zen

trati

on

in

%M

g-K

on

zen

trati

on

in

%

0 30 60 90 120

0

5

10

15

20

25

30

40

50

60

70

80

90

100

Al-

, Z

n-,

Sr-

Ko

nze

ntr

ati

on

in

%

Position in µm

AJ83 - TM = 605 °C

Mg

Al

Sr

Zn

Mg

-Ko

nze

ntr

ati

on

in

%

0 30 60 90 120

0

5

10

15

20

25

30

40

50

60

70

80

90

100

Al-

, Z

n-,

Sr-

Ko

nzen

trati

on

in

%

Position in µm

AJ85L - TM = 605 °C

Mg

Al

Sr

Zn

Mg

-Ko

nzen

trati

on

in

%


Verhältnis, sondern auch von dem Gesamtgehalt der Legierungselemente abhängt.

Eine Abhängigkeit, die die Legierungen gut abgrenzt ist im Diagramm als Gerade

eingezeichnet. Die Grenzlinie verläuft nur knapp unterhalb der AJ8x-Legierung mit

dem zweithöchsten Sr-Gehalt, da hier nur wenig Massivphase gebildet wurde.

Abbildung 5.9: Abgegossene Legierungsvarianten im ternären Diagramm mit Kennzeichnung

der Legierungen mit Massivphase durch vollgefüllte Symbole. Zusätzliche Auftragung der

Daten aus der Literatur [Kunst2008, Bai2006, Baril2003, Aljarrah2007]. Die Legierungen mit

Ausscheidung lassen sich von den Varianten ohne Ausscheidung der Massivphase abgrenzen.

Die Abhängigkeit lässt sich durch die Gleichung (5.1) beschreiben.

6,0%8,1)Al(c

)Sr(c

(5.1)

Wobei c(Sr) dem Sr-Gehalt und c(Al) dem Al-Gehalt der Legierung in Gew.-%

entspricht. Eine mögliche Erklärung dafür, dass nicht der gesamte Al-Gehalt der

Legierung entscheidend für Bildung der Massivphase ist, ist die hohe Löslichkeit von

Aluminium im Mg-Mischkristall. In allen Legierungen sind nicht gewisse Mengen an

Aluminium im α gebunden. Laut L’Esperance et al. bildet sich die Massivphase in

den interdendritischen Bereichen aus, verdrängt zunehmend Al4Sr und der Al-Gehalt

im Mg-Mischkristall ist abhängig vom Al-Gehalt der Schmelze [L’Esperance2010].

Die dargestellte Gleichung ist eine Vereinfachung, die den untersuchten Legierungs-

bereich gut beschreibt. Vermutlich ist der Subtrahend im Nenner aber abhängig vom

Gesamtaluminiumgehalt.

100

15

Sr/Al = 0,3

Sr in

Gew

.-%Mg in

Gew

.-%

Al in Gew.-%

AJ8x

AJ6xAJ5x

Grenzlinie

Massivphasen-

bildung


5.2.5 Stereologische Untersuchungen

Anteil intermetallischer Phasen

Die stereologischen Analysen ergeben für alle drei Legierungsklassen ähnliche

Mengen an intermetallischen Phasen, obwohl der Gesamtlegierungsgehalt in den

höher aluminiumhaltigen Legierungen deutlich größer ausfällt. Einzig AJ85L fällt mit

rund 15 % intermetallischen Phasen und gleichzeitig höchstem Gesamtlegierungs-

elementgehalt aus dieser Reihe. Diese Beobachtungen sind in Abbildung 5.10

dargestellt. Offene Symbole kennzeichnen hierbei Legierungen ohne ternäre Phase

und gefüllte Symbole das Auftreten der Mg-Al-Sr-Phase. Die Größe dieser Symbole

steht für die Menge an ternärer Phase.

Abbildung 5.10: Gemessener Anteil intermetallischer Phasen (IP) in Abhängigkeit vom

Gesamtlegierungselementgehalt für AJ5x-, AJ6x- und AJ8x-Legierungen. Bis auf AJ85L weisen

alle drei Legierungsklassen ähnliche Mengen an intermetallischen Phasen auf, trotz stark

unterschiedlicher Gesamtlegierungselementgehalte.11

Eine Erhöhung des Legierungselementgehaltes führt nicht automatisch zu einer

Steigerung der Menge an intermetallischen Phasen, insbesondere, wenn nur der Al-

Gehalt erhöht wird. Dies lässt sich z.B. beim Vergleich der AJ5x- mit den AJ6x-

Legierungen erkennen, deren Sr-Gehalte in ähnlichem Maße variiert wurden. Ändern

sich dadurch die im Gefüge dominierenden Phasen von der ternären Phase Mg-Al-Sr

zu Al4Sr, wird die Menge an intermetallischer Phase zum Teil sogar reduziert, wie

dies bei AJ53 (VIP = 11,7 %) im Vergleich zu AJ83 (VIP = 8,2 %) der Fall ist. Dies

11

Ergebnisse z.T. aus im Rahmen des Promotionsvorhabens betreuter Bachelorarbeit [Adler2012]

5 6 7 8 9 10 11 12 13

0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

AJ-Legierungen F

AJ8X

AJ6X

keine Massivphase

mit Massivphase (Größe gibt Menge wieder)

Ge

sa

mt

IP-A

nte

il i

n V

ol.

-%

Gesamt Legierungselementgehalt in Gew.-%

AJ5X

Mg17

Al12


lässt sich darüber erklären, dass die ternäre Phase durch zusätzliche Bindung von

Magnesium ein größeres Volumen einnehmen kann als Al4Sr. Die Molmassen,

ausgehend von der Stöchiometrie von Mg13Al3Sr stehen in einem Verhältnis von

2,5 : 1, bei gleicher Menge an gebundenem Strontium.

Im Gegensatz dazu erzeugt eine Erhöhung des Sr-Gehaltes, erkennbar innerhalb

einer Legierungsgruppe (z.B. AJ5x), auch meist eine Zunahme der Menge an

intermetallischen Phasen. Ausnahme bildet hierbei der Wechsel der dominierenden

Phase im Gefüge von Mg17Al12 in AJ81 auf Al4Sr in AJ82. Dies lässt sich ebenfalls

über die Volumina der beiden Phasen erklären. Da die Dichten beider Phasen aus

der Literatur bekannt sind (ρMg17Al12 = 2,09 g/cm³ [Bourgeois2001], ρAl4Sr = 2,85 g/cm³

[Bronfin2006]) lässt sich ein Volumenverhältnis Mg17Al12 zu Al4Sr von 1,7 : 1 bei

gleicher Menge gebundenen Aluminiums bestimmen.

Im Vergleich zu Abbildung 5.2, in der die Phasengehalte der AJ8x-Legierungen nach

thermodynamischer Berechnung gezeigt wurden, gibt es große Unterschiede. Diese

entstehen insbesondere durch den deutlich niedrigeren gemessenen Mg17Al12-Anteil

und die Abwesenheit der ternären Phase in den Berechnungen.

Vernetzungsgrad

Eine Zunahme der intermetallischen Phasen (vgl. Abbildung 5.10) bedeutet nicht

immer, dass die Vernetzung verstärkt wird, was aus Abbildung 5.11 ersichtlich ist.

Die niedrigsten Vernetzungsgrade weisen die AJ8x-Legierungen bis 2 % Sr auf,

obwohl diese höhere Volumenanteile an intermetallischer Phase als AJ52L oder

AJ62 aufweisen. Im Allgemeinen kann sogar beobachtet werden, dass bei

konstantem Sr-Gehalt der Vernetzungsgrad durch Erhöhung des Al-Gehaltes sinkt,

wie dies bei AJ53 (CIP = 79 %) im Vergleich zu AJ83 (CIP = 64 %) der Fall ist.

Dies steht im Zusammenhang mit der Morphologie der sich bildenden

intermetallischen Phasen. Während sich Mg17Al12 vorwiegend grob und „inselartig“

zwischen den Körnern ausbildet, treten Al4Sr-Ausscheidungen deutlich feiner und

lamellar entlang der Korngrenzen und bei hohen Sr-Gehalten in großen eutektischen

Ansammlungen auch an Tripelpunkten auf. Die ternäre Phase wird zunächst zu

Lasten der Al4Sr-Phase gebildet, weist jedoch ein größeres Volumen auf. Dennoch

kann bei geringen Anteilen der ternären Phase ein Verlust der Vernetzung

gegenüber Legierungen mit rein Al4Sr-Netzwerk entstehen, da diese Phase zum

einen deutlich gröber ausgeschieden wird und sie sich zum anderen zunächst in

Tripelpunkten bildet. Ist die ternäre Phase jedoch dominierend, bildet sie ein gut

zusammenhängendes Netzwerk, was Einfluss auf die mechanische Eigenschaften

nehmen kann. Legierungen, bei denen die ternäre Phase auftritt, weisen einen

Vernetzungsgrad von 70 % und höher auf. Die Legierungen, deren Gefüge stark von

Massivphase geprägt ist, zeigen einen Vernetzungsgrad von etwa 80 %.


Abbildung 5.11: Vernetzungsgrad der intermetallischen Phasen in Abhängigkeit des Sr-

Gehaltes. Bei konstanten Sr-Gehalten nimmt der Vernetzungsgrad mit steigendem Al-Gehalt

ab, was über die Menge in Verbindung mit der Morphologie der intermetallischen Phasen

erklärt werden kann. Al4Sr bildet sich fein lamellar z.T. in großen Ansammlungen an

Tripelpunkten, aber auch entlang der Korngrenzen. Die ternäre Phase bildet sich massiv

„skelettartig“ um die Körner.12

Hinderniswirkung im Gefüge

Neben dem Vernetzungsgrad wurde auch die Anzahl der Hindernisse pro Wegeinheit

über das Linienschnittverfahren bestimmt, da die Anzahl intermetallischer Phasen

Einfluss auf die Versetzungsbewegung haben kann. Hierbei wurden α-IP-α-

Phasengrenzen und damit auch einzelne Lamellen als Hindernisse betrachtet. Die

Messergebnisse sind in Abbildung 5.12 zusammen mit der dominierenden

Eutektikumsmorphologie dargestellt.

Während AZ91 mit den isolierten entarteten Mg17Al12-Phasen relativ wenige

Hindernisse für Versetzungen bietet, steigt die Anzahl deutlich mit Zunahme der

lamellar erscheinenden Al4Sr-Phase. Bis AJ84 wächst die Menge auf ein Fünffaches.

Im Vergleich dazu weist die AJ85L eine wiederum signifikant erniedrigte Anzahl an

Hindernissen auf, da im Gefüge die massiv auftretende ternäre Phase zunehmend

die feine lamellare Struktur ablöst.

Dass die entarteten Mg17Al12-Ausscheidungen im Gusszustand keinen Beitrag zur

Kriechfestigkeit liefern wurde bereits gezeigt. Zudem wird auch die Hinderniswirkung

fein ausgeschiedener Mg17Al12-Phasen in der Literatur als sehr ineffektiv bezeichnet,

12


0 1 2 3 4 5

40

50

60

70

80

90

AJ-Legierungen F

AJ6x

AJ5x

Vern

etz

un

gsg

rad

in

%

Sr-Gehalt in Gew.-%

AJ8x

AJ83

AJ53


da diese auf Basalebenen liegen [Clark1968, Nie2003, Hutchinson2005]. Dahin-

gegen konnten in AJ-Legierungen Versetzungsaufstaus von <a> und <c+a> Ver-

setzungen an Al4Sr-Lamellen beobachtet werden und es wird vermutet dass dieser

Aufstau selbst als Hindernis für Versetzungen wirkt. Die Massivphase soll ebenso

Versetzungsbewegung hindern, wie die Al4Sr-Phase [Kunst2009].

Abbildung 5.12: Mittlere Anzahl an Hindernissen pro Wegstrecke der AJ8x-Legierungen. Die

Füllung der Säulen zeigt zudem die dominierende Morphologie der intermetallischen Phasen

an. Bis AJ84 nimmt die Anzahl an Hindernissen kontinuierlich zu, bei AJ85L wird diese

wiederum signifikant reduziert. Gleichzeitig ändern sich die dominierenden intermetallischen

Phasen im Gefüge.

dominierende Morphologie der IP:

massiv (Mg-Al-Sr)

lamellar (Al4Sr)

entartet (Mg17

Al12

)

AZ91AJ81

AJ82AJ83

AJ84AJ85L

0

50

100

150

200

250

300

350

Hin

de

rnis

se

pro

mm


5.3 Mechanische Eigenschaften der Mg-Al-Sr-Legierungen im

Zugversuch

Exemplarisch für die AJ-Legierungen sind in Abbildung 5.13 die Ergebnisse aus den

Zugversuchen bei Raumtemperatur und 150 °C für die AJ8x-Legierungen und zum

Vergleich die Basislegierung AZ91 dargestellt. In diesen AJ-Legierungen erfolgten

die größten Veränderungen der Mikrostruktur. Bei Raumtemperatur ist durch die

Zugabe von Sr kein signifikanter Einfluss auf die Kennwerte zu beobachten. Erst bei

hohen Sr-Gehalten (AJ84 bzw. AJ85L) ist neben einer Zunahme der Streckgrenze

ein Abfallen der Zugfestigkeit und Bruchdehnung zu beobachten.

Ebenso lassen sich bei erhöhter Temperatur bis AJ84 nur ein leichter Anstieg der

Festigkeiten und keine eindeutige Tendenz für die Duktilität verzeichnen. Für AJ85L

lässt sich allerdings ein deutlicher Anstieg der Festigkeiten bei gleichzeitiger Ver-

ringerung der Duktilität erkennen.

Die Ergebnisse aus den Zugversuchen deuten darauf hin, dass die Al4Sr–Phase

wenig versprödend wirkt und nur leicht festigkeitssteigernd ist. Erst bei Auftreten der

ternären Mg-Al-Sr-Phase werden deutliche Unterscheide beobachtet. Weitere Ergeb-

nisse zu den Zugversuchen an AJ5x- und AJ6x-Legierungen, die ebenfalls eine zu-

nehmende Versprödung mit gleichzeitiger Erhöhung der Warmfestigkeiten bei

vermehrter Bildung der Massivphase zeigen, sind in [Adler2012] zu finden.

Abbildung 5.13: Zugfestigkeit, Streckgrenze und Bruchdehnung von AZ91 und den AJ8x-

Legierungen in Abhängigkeit von dem Sr-Gehalt für Raumtemperatur (links) und 150 °C

Prüftemperatur (rechts). Durch Zugabe von Sr zeigen sich zunächst nur geringfügige Ver-

änderungen der Eigenschaften. Ein deutlicher Festigkeitsanstieg bei gleichzeitiger Duktilitäts-

verringerung wird erst ab Sr-Gehalten größer 4 % beobachtet.

0 1 2 3 4 5

0

50

100

150

200

250

300

350

0

20

40

60

80

T = 20 °C

eB

Rm

Rp0.2

Bru

ch

de

hn

un

g i

n %

AJ8x-Legierungen F

Str

ec

kg

ren

ze

, Z

ug

fes

tig

ke

it i

n M

Pa

Sr-Gehalt in Gew.-%

0 1 2 3 4 5

0

50

100

150

200

250

300

350

0

20

40

60

80

T = 150 °C

eB

Rm

Rp0.2

Bru

ch

deh

nu

ng

in

%

AJ8x-Legierungen F

Str

eckg

ren

ze,

Zu

gfe

sti

gkeit

in

MP

a

Sr-Gehalt in Gew.-%


5.4 Untersuchungen zur Kriechverformung

5.4.1 Kriecheigenschaften von AZ91 mit Sr-Zusätzen

Die Kriecheigenschaften von AZ91 werden durch die Zugabe von Strontium

kontinuierlich verbessert, vgl. Abbildung 5.14.

Abbildung 5.14: Kriechstauchung über die Zeit der AJ8x-Legierungen bei 120 MPa und 150 °C

(links) und korrespondierende Kriechraten aufgetragen über die Kriechstauchung (rechts).

Eine Erhöhung des Sr-Gehalts führt kontinuierlich zu einer Verringerung der Kriechverformung

und der Kriechgeschwindigkeit, bei gleichzeitiger Zunahme der Dauer bis zum Erreichen des

tertiären Kriechstadiums.

Um alle Legierungen hinsichtlich Kriechstauchung und Kriechrate im sekundären

Bereich zu vergleichen, musste die für AZ91 bereits hohe Spannung von 120 MPa

gewählt werden, so dass auch die Legierung AJ85L innerhalb einer durchführbaren

Zeit ihr Kriechratenminimum durchläuft. Während die Basislegierung bereits nach

einer Stunde das tertiäre Kriechstadium erreicht, dauert dies für AJ85L annähernd

250 h bei gleichzeitig deutlich verringerter Kriechstauchung.

Der Zusammenhang zwischen der Kriechrate und der Kriechstauchung ist für die

unterschiedlichen Legierungen in Abbildung 5.14 rechts dargestellt. Bei der gege-

benen Spannung kann bei mittleren Sr-Gehalten eine Verringerung der minimalen

Kriechrate um eine Größenordnung beobachtet werden und bei hohen Zusätzen

sogar bis zu drei Größenordnungen.

Dieser Effekt zeigt sich über einen großen Spannungsbereich hinweg in der Norton-

Auftragung in Abbildung 5.15. Die minimalen Kriechraten zeigen für die Legierungen

bis 4 % Sr-Zusatz, dass der Vorteil umso größer wird, je niedriger die betrachtete

Spannung ist. Bei Spannungen > 150 MPa scheinen sich die gefitteten Geraden

0 10 20 30 40

0

2

4

6AJ8x-Legierungen

AJ85L

Sr

Kri

ech

sta

uch

un

g i

n %

= 120 MPa

T = 150 °C

Zeit in h

AJ84

AJ83

AJ81

AJ82

AZ

91

0 2 4 6 8 10 12

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4

AJ84K

rie

ch

rate

in

s-1

AJ83

AJ81

AJ82

AJ8x-Legierungen

= 120 MPa

T = 150 °CAJ85L

AZ91



anzunähern. Dies bedeutet zugleich, dass der Spannungsexponent kontinuierlich

von n = 5,3 (AZ91) bis n = 16,8 (AJ84) mit steigendem Sr-Gehalt zunimmt.

Abbildung 5.15: Norton-Auftragung für AJ8x-Legierungen. Durch Sr-Zugabe nimmt die

minimale Kriechrate bei konstanten Spannungen kontinuierlich ab, der Spannungsexponent

steigt von n = 5.3 bis auf n = 16.8 für AJ84 und fällt bei AJ85 auf n = 15.

Ein abweichendes Verhalten wird bei der Legierung AJ85L beobachtet, die sich auch

bei höheren Spannungen deutlich von den restlichen Legierungen absetzt. Auch der

Spannungsexponent folgt nicht der steigenden Reihe der übrigen AJ8x-Varianten,

sondern fällt wiederum leicht bis auf n = 15 ab.

Der Wert für AZ91 ist ein nach Literatur typischer Wert, für den Versetzungskriechen

als dominierender Kriechmechanismus angenommen wird. Die hohen Spannungs-

exponenten für die AJ8x-Legierungen lassen sich hingegen nicht in die ‚klassischen‘

Kategorien von Kriechmechanismen einordnen, wurden allerdings auch von anderen

Autoren in verschiedenen Magnesiumlegierungen beobachtet. Vergleichbare Werte

wurden beispielsweise für die Legierung AE42 bei Spannungen größer 80 MPa

festgestellt, was mit einem möglichen ‚power law breakdown‘ erklärt wird

[Moreno2003]. Weitere Parallelen lassen sich zu mit Ca-modifizierten AZ91-

Legierungen finden, bei denen der Spannungsexponent bis zu n = 13 ansteigt

[Eibisch2008, Amberger2011]. Auch in verstärkten Magnesiumlegierungen werden

entsprechend hohe Spannungsexponenten beobachtet, die durch Einführen einer

Schwellspannung erklärt werden [Li1999, Sklenicka2000, Han2001, Pahutova2003].

Niedrige Spannungsexponenten lassen sich generell leicht durch die bekannten

50 100 150 200

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

vollflüssig

teilflüssig

AJ84AJ85L

AJ81

Spannung in MPa

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

AZ91

AJ8x - Legierungen

T = 150 °C

AJ82

AJ83

n = 5.3

n = 15

n = 16.8


Deformationsmechanismen erklären, wohingegen die physikalische Bedeutung der

hohen Spannungsexponenten umstritten ist [Rösler1988, Vogel2002, Dieringa2006].

Für die teilflüssig vergossenen Varianten zeigen sich ähnliche Kriechraten wie für die

entsprechend vollflüssigen Varianten. Lediglich eine geringe Tendenz zu höheren

Kriechraten bei hohen Spannungen und niedrigeren Kriechraten bei niedrigeren

Spannungen lässt sich erkennen. Auch hier kommt es zu einer Aufkonzentration der

Legierungselemente in der Restschmelze, die bei Betrachtung der anderen

Ergebnisse eine Verbesserung der Kriecheigenschaften erwarten lassen würde.

Gleichzeitig bildet sich aber die primäre Festphase mit reduzierter Kriechfestigkeit

aus. Trotz ähnlicher Kriechraten, können die Ergebnisse für teil- und vollflüssig

vergossene Legierungen aufgrund der unterschiedlichen Gefüge nicht zusammen-

gefasst werden. Nähere Untersuchungen wurden v.a. an den vollflüssigen Legie-

rungen durchgeführt.

Einen weiteren Hinweis auf den wirkenden Kriechmechanismus geben die

Aktivierungsenergien der jeweiligen Legierungen. Diese lässt sich aus der Arrhenius-

Auftragung der minimalen Kriechraten bei unterschiedlichen Temperaturen ermitteln.

Abbildung 5.16 zeigt die Ergebnisse für die vollflüssig vergossenen Legierungen.

Abbildung 5.16: Arrheniusauftragung der minimalen Kriechraten der AJ8x-Legierungen. Aus

der Regressionsgeraden lassen sich die Aktivierungsenergien bestimmen. Mit zunehmendem

Sr-Gehalt ergeben sich steigende Aktivierungsenergien bis 197 kJ/mol. Die hohen Werte lassen

einen zusätzlichen Effekt, der nicht alleine auf Diffusionsvorgänge beruht, vermuten.

0.0021 0.0022 0.0023 0.0024 0.0025 0.0026

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4220 200 180 160 140 120

AJ85L: Qc= 197 kJ/mol AJ84: Qc= 192 kJ/mol

AJ83: Qc= 154 kJ/mol



= 80 MPa

= 100 MPa



min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

AZ91: Qc= 141 kJ/mol

AJ8x - Legierungen


Für AZ91 wird bei 80 MPa Prüfspannung eine Aktivierungsenergie von

Q = 141 kJ/mol ermittelt, die im Bereich der Selbstdiffusion von Magnesium (QSD =

134 kJ/mol [Shewmon1954]) und der chemischen Interdiffusion von Al in Mg (QID =

144 kJ/mol [Moreau1971]) liegt. Die Legierungen mit niedrigen Sr-Gehalten, AJ81 bei

80 MPa und AJ82 bei 100 MPa zeigen ebenfalls Werte in diesem Regime. Mit

zunehmenden Sr-Gehalt ergeben sich deutlich davon abweichende Aktivierungs-

energien von Q = 150 – 199 kJ/mol. Eine Quelle zur Aktivierungsenergie für Inter-

diffusion von Sr in Mg konnte nicht ermittelt werden. Der gesamte Sr-Gehalt ist

allerdings, aufgrund der niedrigen Löslichkeit von Sr in Mg, in den thermisch stabilen

Sr-Phasen gebunden [L’Esperance2010]. Aus diesem Grund dürfte die Diffusion von

Strontium im Mg-Mischkristall nicht entscheidend sein.

In der Arbeit von Vogel werden Aktivierungsenergien bei ZA-Legierungen gefunden,

die ebenfalls nicht über die Selbst- und die Interdiffusion in Magnesium erklärbar

sind. Ein Vergleich mit an seinen Proben gemessenen Werten für die innere Reibung

von 180 – 190 kJ/mol liefert ähnliche Werte, wie die Aktivierungsenergien, was die

Ergebnisse aus den Kriechversuchen unterstützt und einen zusätzlichen Effekt der

die Aktivierungsenergie erhöht vermuten lässt [Vogel2002].

Im Allgemeinen werden aber meist in der Literatur von Aktivierungsenergien im

Bereich der chemischen Interdiffusion und Selbstdiffusion für ähnliche Legierungen

berichtet. Kunst berichtet von einer Aktivierungsenergie von 147 ± 3 kJ/mol im

gleichen Temperaturbereich bei einer konstanten Last von 50 MPa für AJ62

[Kunst2008]. Amberger [Amberger2006] bestimmt bei 160 MPa bei den sich in

einigen Bereichen ähnlich verhaltenden AXZ-Legierungen eine Aktivierungsenergie

von 135 kJ/mol für alle untersuchten Ca-Gehalte. Inwieweit die Aktivierungsenergie

spannungsabhängig, trotz unverändertem n-Wert ist, wurde von verschiedenen

Autoren unterschiedlich bewertet [Guo2007, Vogel2002].

5.4.2 Einfluss des Al-Gehaltes bei AJ-Legierungen

Abbildung 5.17 zeigt den Effekt auf die Kriechbeständigkeit, der durch Erniedrigung

des Al-Gehaltes in Mg-Al-Sr-Legierungen erzielt werden kann. Bei einem konstanten

Sr-Gehalt von 2 % zeigt die AJ52 eine stark verringerte Kriechverformung und eine

um nahezu zwei Größenordnungen geringere Kriechrate gegenüber der AJ82.

Zudem sind die Zeiten bis zum Erreichen der minimalen Kriechrate deutlich länger.


Abbildung 5.17: Kriechstauchung über die Zeit der AJ-Legierungen mit unterschiedlichen Al-

Gehalten bei 120 MPa und 150 °C (links) und korrespondierende Kriechraten aufgetragen über

die Kriechstauchung (rechts). Eine Verringerung des Al-Gehalts führt zu einer Verringerung der

Kriechverformung, der Kriechgeschwindigkeit und zu einer Erhöhung der Dauer bis zum

Erreichen des tertiären Kriechstadiums.

Abbildung 5.18 zeigt die Nortonauftragung der minimalen Kriechraten der AJ5x- und

AJ6x-Legierungen. Innerhalb der geringeren Al-Gehalte zeigt sich bei Erhöhung des

Sr-Gehaltes ein ähnliches Verhalten wie die höher aluminiumhaltigen Legierungen.

Die minimalen Kriechraten nehmen im Allgemeinen mit Erhöhung des Sr-Gehaltes

ab. Eine Ausnahme hierbei bildet AJ52 im Vergleich zu AJ52L. Trotz eines 0,3 %

höheren Sr-Gehaltes zeigt AJ52, bei der die ternäre Phase bereits deutlich wird,

leicht erhöhte Kriechraten. Gleichzeitig nimmt der Spannungsexponent von 15,8

(AJ52L) auf 12,9 (AJ52) ab, ähnlich dem Wechsel bei den AJ8x-Legierungen, sobald

die ternäre Phase im Gefüge einen signifikanten Anteil annimmt. Anschließend

nimmt der Spannungsexponent kontinuierlich zu. Die AJ6x-Legierungen lassen nur

sehr geringe Unterschiede in den Spannungsexponenten im Bereich des

Phasenwechsels erkennen (AJ62H bis AJ63). Die deutliche Verbesserung durch Sr-

Zugabe erfolgt in den AJ5x- und AJ6x-Legierungen in der Regel über den ganzen

Spannungsbereich im Gegensatz zu den AJ8x-Legierungen mit geringen Sr-

Gehalten.

Allgemein fällt auch auf, dass besonders mit Entstehen der ternären Phase, die

minimalen Kriechraten stärker um die Ausgleichsgerade streuen, was besonders gut

bei den AJ8x-Legierungen (Abbildung 5.15) erkennbar ist. Dies deutet darauf hin,

dass das Gefüge durch lokal variierende Mengen an ternärer Phase weniger

homogen ist.

0 10 20 30 40 50 60

0

2

4

6

8

10

Al

AJ52

Kri

ech

sta

uch

un

g i

n %

= 120 MPa

T = 150 °C

Mg-Al-Sr-Legierungen

AJ82

Zeit in h

AJ62

0 5 10 15

10-8

10-7

10-6

10-5

10-4

AJ82


= 120 MPa

T = 150 °C

Kri

ech

rate

in

s-1


AJ52

AJ62


Abbildung 5.18: Norton-Auftragung für AJ5x- (oben) und AJ6x-Legierungen (unten). Durch Sr-

Zugabe nimmt im Allgemeinen die minimale Kriechrate bei konstanten Spannungen ab.

Deutliche Ausnahme bildet AJ52 gegenüber AJ52L.13

13


50 100 150 200

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

Spannung in MPa

AJ53

AJ52

AJ52L

AJ5x - Legierungen

T = 150 °C

AJ52H AJ53L

n = 15.8

n = 16.9

n = 12.9

50 100 150 200

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

AJ63H

AJ62H

Spannung in MPa

AJ62

AJ6x - Legierungen

T = 150 °C

AJ63LAJ63

n = 12.5

n = 14.9

Diskussion und Modellvorstellung 97

6 Diskussion und Modellvorstellung

6.1 Modellierung der Mg-Al-Legierungen

Eine Übersicht zu den Unterschieden der Kriechverformung bei niedrigen und hohen

Spannungen ist in Tabelle 6.1 gegeben. Aus den Ergebnissen dieser Arbeit,

insbesondere den gemessenen Spannungsexponenten, und der Literatur geht

hervor, dass der dominierende Kriechmechanismus in Mg-Al-Legierungen

Versetzungskriechen ist. Umso geringer die Spannung, d.h. umso länger die

Versuchszeit ist, desto dominierender zeigt sich der Effekt des Korngrenzengleitens

in AZ91. Dieser Effekt wird auch für niedrigere Al-Gehalte vermutet, dürfte aber

deutlich geringer sein.

Die Menge der entartet erstarrten im Gusszustand vorhandenen Mg17Al12-Phase

steigt abhängig vom Al-Gehalt an. Dies gilt ebenso für die gelöste Menge Aluminium

im Mischkristall bzw. die Bereiche der Übersättigung. Mit steigendem Al-Gehalt

nehmen diese zu. Dies gilt insbesondere bei kurzen Versuchszeiten. Da sich das

gelöste Aluminium aus den übersättigten Bereichen während des Kriechversuchs

temperaturinduziert ausscheidet, gleichen sich die Mischkristalle bei längeren

Versuchsdauern wie sie für niedrigere Spannungen gelten an. In diesem Fall besteht

vor allem ein Unterschied in der Menge an diskontinuierlichen Mg17Al12-Aus-

scheidungen entlang der Korngrenzen, die durch Schwächung der Bereiche das

Korngrenzengleiten begünstigen können. Dies erfolgt laut Roberts [Roberts1956]

durch die Vervielfachung der Korngrenzflächen. Auch Mikrorisse an der α-ß-

Grenzfläche und entstehende Spannungsspitzen sind mögliche Gründe (vgl.

Abschnitt 2.4.3). Für eine Modellierung der Kriecheigenschaften der Mg-Al-

Legierungen müssen die einzelnen Effekte und insbesondere ihre Zeitabhängigkeit

berücksichtigt werden.

Tabelle 6.1: Überblick über die wirkenden Effekte bei der Kriechverformung in konventionellen

Mg-Al-Legierungen bei unterschiedlichen Spannungen

Hohe Spannungen (≥ 100 MPa)

Geringe Spannungen (≤ 50/60 MPa)

dominierender Kriechmechanismus

Versetzungskriechen Korngrenzengleiten (in AZ91)

Menge entartet erstarrter Mg

17Al

12-Phase

AZ91 > AZ70 > AM60 > AM50

Al im Mischkristall AZ91 > AZ70 > AM60 > AM50 AZ91 ~ AM50

T-induzierte ß-Phase vernachlässigbar AZ91 > AZ70 > AM60 > AM50


Der mittlere Spannungsbereich stellt einen Mischbereich dar, in dem die

Mischkristallveränderung und die Ausscheidungsprozesse mit sinkender Spannung

zunehmend Einfluss nehmen.

Übersteigt der Al-Gehalt Werte von 11 % können zusätzliche Effekte bei der Kriech-

verformung zum Tragen kommen, die im Folgenden ebenfalls erklärt werden sollen.

6.1.1 Kriechraten von Mg-Al-Legierungen bis 9 % Al bei hohen

Spannungen

Aus dem Konzentrationsverlauf von Aluminium im Mischkristall im Gusszustand und

den Ergebnissen für die T4 wärmebehandelten Proben, soll im Folgenden das

Verhalten des Gussgefüges modelliert werden. Daraus wird die mittlere theoretische

Kriechbeständigkeit der Mg-Körner bei hohen Spannungen berechnet.

In Kapitel 4.7 wurden verschiedene Ansätze zur Bestimmung des Mischkristall-

härtungseffekts auf die minimale Kriechrate in Abhängigkeit vom homogen gelösten

Al-Gehalt c in At.-% erläutert.

Abbildung 6.1: Vergleich der verschiedenen Ansätze zur Beschreibung der Abhängigkeit der

Kriechbeständigkeit vom gelösten Al im Mg-Mischkristall. Die beste Beschreibung erfolgt über

das Modell der Mischkristallhärtung als Schwellspannung nMKmin σσε mit den in Kapitel

4.7 berechneten Größen.

2 4 6 8 10 12 14 1610

-7

10-6

10-5

10-4


T = 150 °C, = 100 MPa

experimentelle Werte

[Spigarelli2008]

[Sato2000]

emin

~ cm, m = 2-3e

min ~ ( -

MK)

n

emin

~ sinh(a*/G)n,

mit a= 69,6/(c0.37

)

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

Al-Gehalt in At.-%

emin

~ c1.6

MK

=182.4*(c-0.0046)1/2

MK

=225.1*(c-0.0011)2/3


Abbildung 6.1 zeigt die experimentellen Ergebnisse bei 100 MPa zusammen mit den

berechneten Kurven für m

min cε mit m = 2 oder 3 [Sato2000] und m = 1,6

(Kapitel 4.7), außerdem für nmin G/σαsinhε mit 37,0c/6,69α [Spigarelli2008]

und für die Betrachtung, dass die Mischkristallhärtung wie eine Schwellspannung

wirkt nMKmin σσ~ε . Für die Mischkristallhärtung wurden die berechneten Größen

2/1

MK 0046,0c4,182σ bzw. 3/2

MK 0011,0c1,225σ verwendet. Zur Berech-

nung wurde für alle Modelle ein Bezugspunkt, d.h. eine minimale Kriechrate bei

gegebener Spannung benötigt. Hierfür wurde die gemessene minimale Kriechrate für

AZ70 verwendet, da diese einen mittleren Al-Gehalt besitzt und keine vom

allgemeinen Trend der Ergebnisse abweichenden Werte zeigt. Alle berechneten

Kurven schneiden sich in diesem Punkt.

Es wird deutlich, dass durch die Abhängigkeit von [Sato2000] (schraffierter Bereich)

und [Spigarelli2008] bei niedrigen Aluminiumgehalten die Kriechraten zu hoch

gewertet werden. Für hohe Aluminiumgehalte weicht die in Kapitel 4.7 ermittelte

exponentielle Näherung über 6,1

min c~ε nach oben von den experimentellen Werten

ab. Die mittels offenen Symbolen gekennzeichneten Werte für AZ121 T4 und AZ141

T4 dürfen in die Bewertung nicht mit eingehen, da in diesen Legierungen nicht der

komplette Al-Gehalt gelöst werden konnte, d.h. die Werte müssten nach links

verschoben werden. Zum anderen zeigen diese Legierungen sehr schnell ß-Phasen

Ausscheidung und nähern sich dem T6-Zustand. In einer Arbeit wurde gezeigt, dass

dieser Zustand der AZ121 und AZ141 zu einer deutlichen Erhöhung der minimalen

Kriechraten gegenüber dem lösungsgeglühten Zustand führt [Scholz2012]. Die beste

Beschreibung der experimentellen Daten ergibt sich über die Betrachtung des

Mischkristallbeitrags als Schwellspannung, sowohl bei der im Diagramm gezeigten

als auch bei 120 MPa Spannung. Von den zwei möglichen Beziehungen (4.6) und

(4.7) wurde 3/2

MK 0011,0c1,225σ gewählt, da der Exponent der für Magnesium

vorzuziehende ist [Akhtar1972], und c0 in etwa der Größe aus der Literatur

entspricht.

Die lokalen minimalen Kriechraten für ein Mg-Korn in einer AM50- und einer AZ91-

Legierung bei 100 MPa zeigt Abbildung 6.2 in Abhängigkeit vom Kornradius. Die

Berechnung erfolgte hierbei über Betrachtung des Mischkristallhärtungseffekt als

Schwellspannung (Formel (4.6)), die als geeignetste Näherung (siehe oben) bewertet

wurde. Über Formel (6.1) und (6.2) können die lokalen minimalen Kriechraten in

Abhängigkeit des Al-Gehaltes berechnet werden.

n2,MK

n

1,MK

2

1

σσ

σσ

ε

ε

(6.1)


MPa0011,0c1,225σ

MPa0011,0c1,225σε

σσ

σσεε

53/2

fRe

53/2

lokal1n

fRe,MK

n

lokal,MK

fRelokal

(6.2)

σ: angelegte Spannung c: atomare Al-Konzentration im Mischkristall

σMK: Mischkristallhärtungsbeitrag n: Spannungsexponent (n = 5)

Ref: Referenzwert (Bezugspunkt AZ70)

Aus den ermittelten lokalen theoretischen Kriechraten wird im Folgenden die sich

ergebende gesamt Kriechrate aus einer Reihenschaltung berechnet.

Kornlokalε

1

1ε

(6.3)

Abbildung 6.2: Berechnete lokale minimale Kriechrate bei 100 MPa in Abhängigkeit des lokalen

Al-Gehaltes im Korn für AZ91 und AM50. Zum Kornrand hin sinken die Kriechraten in beiden

Legierungen auf vergleichbare Werte. Die berechnete Gesamtkriechrate aus Gleichung (6.3) ist

an der rechten y-Achse gekennzeichnet.

Zur Volumenintegration wird das Korn als Kugel betrachtet, die aus einzelnen

Schalen mit lokaler minimaler Kriechrate – für 100 MPa Spannung ersichtlich in

Abbildung 6.2 – besteht. Die daraus berechneten mittleren minimalen Kriechraten für

AM50 und AZ91 im hohen Spannungsbereich – in Abbildung 6.2 an der rechten y-

Achse markiert – sind alle leicht höher als bei den Ergebnissen der Proben im Guss-

zustand. Dies wird im folgenden Kapitel auch für weitere Spannungen gezeigt. Dabei

0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0

0

2

4

6

8

10

12

14

1E-7

1E-6

1E-5

1E-4

e experimentell

(AM50)

e experimentell

(AZ91)

lok

ale

r A

l-G

eh

alt

in

Ge

w.-

%

e lokal,100MPa

(AZ91)

AZ91

AM50

x normiert

Kornmitte

e100MPa

(AZ91)

e100MPa

(AM50)

min

. K

rie

ch

rate

in s

-1

elokal,100MPa

(AM50)


ist die Differenz bei AM50 deutlich höher als bei AZ91. D.h. eine Verbesserung des

Gusszustandes aufgrund Ausscheidungshärtung durch die vorhandenen Mg17Al12-

Phasen ist auszuschließen, da in diesem Fall AZ91 mit dem höheren β-Phasen

Anteil den größeren Unterschied zeigen müsste. Eine Verschlechterung ist auch

nicht zu erwarten, da diese Phase deutlich kriechbeständiger als AZ91 ist und es zu

keinem Erweichen der Phase kommt (vgl. Abschnitt 4.5).

Stattdessen ist zu vermuten, dass diese Verschiebung der berechneten Werte durch

einen anderen Effekt zustande kommt. Dies könnte beispielsweise durch den Mn-

Gehalt beeinflusst werden. Kunst [Kunst2008] zeigte für AJ-Legierungen einen Effekt

von Mn-Ausscheidungen im Mg-Korn, den er mit einem Festigkeitsbeitrag von

20 MPa quantifiziert hat.

Ein weiterer möglicher Grund wäre die Höhe der Versetzungsdichte. Da diese im

lösungsgeglühten Zustand reduziert wird, könnte es zu einer Beeinflussung der

Kriechraten kommen.

6.1.2 Kriechraten von Mg-Al-Legierungen bis 9 % Al bei niedrigen

Spannungen

In Abbildung 6.3 sind die berechneten Kriechraten nach Gleichung (6.3) im Vergleich

zu den experimentellen Werten aufgetragen. Wie bereits im vorangegangenen

Kapitel erwähnt, liegen die berechneten minimalen Kriechraten höher als die

experimentellen.

Durch eine Verschiebung der berechneten Norton-Geraden für AM50 um 20 MPa

und für AZ91 um 14 MPa kann dies für die hohen Spannungen, bei denen keine

signifikante Veränderung des Mischkristalls erfolgt, ausgeglichen werden. Die Höhe

dieser weiteren Schwellspannung σ0 scheint vom Mn-Gehalt abhängig zu sein, und

entspricht etwa dem Beitrag durch Mn-Ausscheidungen im Korninnern, die von Kunst

berichtet wurde [Kunst2008].

Die berechneten Geraden entsprechen somit dem Kriechverhalten der α-Körner im

Gusszustand, ohne den Einfluss durch Ausscheidungen und Korngrenzengleiten. Es

wird ersichtlich, dass die experimentellen Kriechraten im unteren Spannungsbereich

deutlich höher als die Berechnungswerte liegen. Die Abweichung ist umso größer, je

höher der Al-Gehalt der Legierung ist. Gleichzeitig ist die diskontinuierliche

Ausscheidung der Mg17Al12-Phase in der AZ91 deutlich ausgeprägter als in der

Legierung mit niedrigerem Al-Gehalt. Dies bestätigt die Annahme, dass es in AZ91 in

höherem Maße zu Korngrenzengleiten kommt und dies im Zusammenhang mit den

gebildeten Ausscheidungen steht.


Abbildung 6.3: Vergleich der experimentellen Daten für Proben im Gusszustand mit den aus

der Mischkristallhärtung nach Gleichung (6.3) berechneten Ergebnissen. Eine Verschiebung

(14 – 20 MPa) der berechneten Geraden ist nötig. Bei geringen Spannungen ist die Differenz

zwischen gemessener und berechneter Kurve bei AZ91 größer als bei AM50, durch die stärkere

Ausscheidung an Mg17Al12-Phasen und dem höheren Verlust an Mischkristallhärtung.

In Kapitel 4.6.2 wurde die zeitabhängige Ausscheidung der Mg17Al12-Phasen

beobachtet. Erste Mengen sind schon nach wenigen Stunden messbar und erreichen

bei etwa 50 h ihr Maximum, nachdem sich scheinbar die Menge an diskonti-

nuierlichen Ausscheidungen nicht mehr erhöht, diese aber laut Literatur vergröbern.

In der Literatur wurde beobachtet, dass es von der α-β-Grenzfläche aus zu inter-

kristallinen Trennungen kommt [Regev1998], d.h. diese Bereiche werden

geschwächt. Dies ist auch für die diskontinuierliche Ausscheidung denkbar. Sind die

α-β-Grenzflächen Schwachstellen, an denen Mikrorisse entstehen, kommt es in den

Kornrandbereichen zu einer Querschnittsverringerung, was in einer Erhöhung der

wirkenden Spannung und dadurch stärkeren Verformung in den umliegenden

Bereichen führt. Auch von Han et al. [Han2004] wurde von Spannungsspitzen an den

intermetallischen Phasen berichtet. Dem Effekt der diskontinuierlichen Aus-

scheidungen wird zusätzlich eine Verringerung der Mischkristallhärtung überlagert.

Beide Effekte reduzieren die Kriechbeständigkeit, d.h. sie erhöhen die minimale

Kriechrate.

30 50 100 150 20010

-9

10-8

10-7

10-6

10-5

mit 0 (AZ91)= 14 MPa

0 (AM50)= 20 MPa

berechnet

aus (6.3)

e (AZ91)

e ~ ( - 0)n

n=5.3

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

Spannung in MPa

AZ91

n=6.9AM50

Mg-Al-Legierungen F

T = 150 °C

diskontinuierliche Ausscheidung Korngrenzengleiten

Verlust an Mischkristallhärtung

e (AM50)

(e)


6.1.3 Kriechraten von Al-Legierungen mit höheren Al-Gehalt (> 11 %)

Bei Al-Gehalten deutlich oberhalb der konventionellen Mg-Al-Legierungen (AZ121 –

AZ171) konnte eine Verbesserung der Kriecheigenschaften im gesamten

untersuchten Spannungsbereich beobachtet werden. Diese Legierungen bilden im

Vergleich zu den konventionellen Mg-Al-Legierungen ein kontinuierlicheres Netzwerk

an intermetallischer Phase, wie bereits in Abschnitt 5.2.5 beschrieben. Gleichzeitig

ist aus Abschnitt 4.5 bekannt, dass die Kriechbeständigkeit der Mg17Al12-Phase, aus

der das Netzwerk besteht, signifikant besser als beispielsweise AZ91 ausfällt. Die

Ergebnisse von Materialien, die als Verbund von weichen und harten Phasen

bestehen, werden in der Literatur oft über das Verbundmodell beschrieben

[Blum2005, Spigarelli2008, Spigarelli2009, Amberger2011].

Bei einer ausreichenden Vernetzung ist davon auszugehen, dass ein gewisser

Lastübertrag während des Kriechversuches stattfindet und auch hier das Verbund-

modell angewendet werden kann, wobei die einzelnen Phasen gleiche

Verformungsraten aufweisen müssen. Im Mittel muss die angelegte Spannung

wirken, was zu der Gleichung (6.4) führt. Außerdem wird davon ausgegangen, dass

die Verformungsgeschwindigkeit in beiden Phasen (Mg17Al12 und α-Mg) gleich ist

(6.5).

IPIPMatrixMatrixGesamt σVσVσ (6.4)

mit der angelegten Spannung σGesamt, der wirkenden Spannung auf die Matrix σMatrix

bzw auf die intermetallischen Phasen σIP und den Volumenanteilen der Matrix VMatrix

bzw. der intermetallischen Phase VIP.

IPMatrixGesamt εεε (6.5)

mit der gemessenen minimalen Verformungsrate Gesamtε und den Verformungsge-

schwindigkeiten in der Matrix Matrixε bzw. der intermetallischen Phase IPε .

Abbildung 6.4 zeigt graphisch, wie daraus die in den intermetallischen Phasen

wirkende Spannung am Beispiel der AZ171 ermittelt wird. Für das Verformungs-

verhalten der Matrix wurden hierbei die Kriechraten von AZ91 herangezogen, da

diese der Matrix in den höher aluminiumhaltigen Legierungen am nächsten kommen.

Mit diesen können am besten die starke Übersättigung und die Ausscheidungs-

prozesse angenähert werden. Die bereits vorhandene ß-Phase in der AZ91-

Legierung wird aufgrund der bisherigen Ergebnisse, die darauf hindeuten, dass diese

sich nicht auf die Kriechbeständigkeit auswirkt, vernachlässigt.


Abbildung 6.4: Ermittlung der in der intermetallischen Phase wirkenden Spannungen über das

Verbundmodel unter Annahme einheitlicher Verformungsgeschwindigkeit in allen Gefüge-

bestandteilen und einem Verformungsverhalten der Matrix gleich dem der AZ91-F-Legierung.

Im Mittel muss die angelegte Spannung wirken. Aus den Volumenanteilen von intermetallischer

Phase und Matrix im Gusszustand lässt sich die wirkende Spannung in der intermetallischen

Phase berechnen.

In Abbildung 6.5 sind die Ergebnisse für AZ121, AZ141 und AZ171 dargestellt. Die

offenen Symbole zeigen die aus dem Verbundmodell berechnete wirkende

Spannung in der intermetallischen Phase. Die Messwerte der Legierungen im

Gusszustand sind mit entsprechenden vollen Symbolen zusammen mit AZ91

aufgetragen. Zusätzlich sind die Werte, die ebenso aus dem Verbundmodell für die

intermetallische Phase in MgAl32 aus dem Kokillenguss (siehe Abschnitt 4.5)

berechnet wurden, eingezeichnet.

Umso höher der Vernetzungsgrad, bzw. umso mehr intermetallische Phase in den

Legierungen vorhanden ist, desto effektiver kann die Last übertragen werden. Das

bedeutet gleichzeitig, dass die berechneten wirkenden Spannungen in der

intermetallischen Phase dem Verformungswiderstand der ß-Phase nahe kommen.

Deshalb wird als Abschätzung für die Kriechfestigkeit von Mg17Al12 der Bereich der

Ergebnisse für AZ171 und MgAl32 angenommen. Auch die in AZ141 auf die

intermetallische Phase wirkenden Spannungen liegen sehr nahe an diesem Bereich.

Dies ist ein Zeichen, dass in diesen Legierungen ein guter Lastübertrag erfolgt. In

AZ121 ist die Vernetzung zwar so ausgeprägt, dass es zu einer Verbesserung der

Kriecheigenschaften führt, aber noch nicht ausreichend für einen vollständigen

Lastübertrag ist.

30 100 500

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

Spannung in MPa

IP=

Gesamt- V

Matrix*

Matrix)/V

IP

eGesamt

=eMatrix

=eIP

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

AZ171

AZ91

IP

Gesamt

Matrix


Abbildung 6.5: Ergebnisse aus dem Verbundmodell für Mg-Al-Legierungen mit Al-Gehalten

höher 11 %. Offene Symbole entsprechen den berechneten, in der intermetallischen Phase

wirkenden Spannungen. Zusätzlich sind die für MgAl32 berechneten wirkenden Spannungen in

Mg17Al12 aufgetragen. Aus den Ergebnissen lässt sich der Verformungswiderstand der ß-Phase

abschätzen.

Aufgrund den für die intermetallische Phase bestimmten Kriechratenverlauf mit

einem Spannungsexponenten von etwa n = 7 – 8 und den ähnlichen Aktivierungs-

energien aller AZ-Legierungen trotz Lastübertrag, wird vermutet, dass die

Verformung der Verstärkungskomponente Mg17Al12 durch Versetzungskriechen

dominiert wird.

6.1.4 Kriechraten teilflüssig vergossener AZ91

Bei hohen Festphasengehalten konnte eine deutliche Verbesserung der Kriech-

beständigkeit insbesondere im Bereich niedriger Spannungen (~ 50 MPa) erzielt

werden. Dieser Effekt wurde zuvor durch eine Erhöhung der mittleren Korngröße

erklärt [Eibisch2008]. In dieser Arbeit wurde gezeigt, dass die Verbesserung nicht

alleine auf die Korngröße zurückzuführen ist. Vielmehr lässt sich bei hohen Fest-

phasengehalten die Legierung als ein Verbund aus der Festphase mit geringerem Al-

Gehalt und einer Al-reichen Restschmelze betrachten.

Nach thermodynamischen Berechnungen im Gleichgewicht besitzt AZ91 bei etwa

45 % Festphase - der höchste in [Eibisch2008] erzeugte Anteil - einen Al-Gehalt von

30 100 500

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

MgAl32 T = 150 °C

min

. K

riech

rate

in

s-1

Spannung in MPa

AZ171

AZ141

AZ121

AZ91

wirkende

Spannung

in IP

~ Verformungs-

widerstand

Mg17

Al12


3,9 % in den Primärphasen und 13,5 % in der Restschmelze. Dies entspricht nahezu

exakt den Gehalten von AM40 und AZ141. Die Restschmelze erstarrt in der Kavität,

genau wie AZ141 im Gusszustand. AM40 weist aber anders als die Festphase

Seigerungen und geringe Mengen an Ausscheidungen auf, so dass in diesem Fall

der lösungsgeglühte Zustand als Vergleich für die Festphase herangezogen werden

muss. Bei niedrigeren Festphasengehalten ergibt sich für beide Komponenten einen

niedrigerer Al-Gehalt.

In Abbildung 6.6 sind die Ergebnisse von AZ91 mit etwa 45 % Festphase vergossen

im Vergleich zu denen der AM40 T4 und AZ141 dargestellt. Die Kriechraten der teil-

flüssigen Legierung liegen zwischen den Werten der Vertreter der einzelnen

Komponenten.

Abbildung 6.6: Modellierung einer teilflüssigen AZ91 (~ 45 % Festphase) (aus [Eibisch2008])

durch Einzelbetrachtung der Kriecheigenschaften von Restschmelze (Gefüge entspricht

AZ141) und Festphase (entspricht AM40 lösungsgeglüht). Die Berechnung der theoretischen

Norton-Geraden unter Betrachtung als Verbund, dessen Bestandteile sich gleichermaßen

verformen, stimmt gut mit den experimentellen Ergebnissen überein.

Geht man davon aus, dass eine gewisse Kontiguität vorhanden ist, kann auch hier

davon ausgegangen werden, dass die Verformung bzw. die Kriechrate im Gefüge

einheitlich ist.

FestphasestschmelzeReGesamt εεε (6.6)

30 50 100 150 200

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

AZ91fs (fs~45%)

AZ141

~ Restschmelze

AM40T4

~ Festphase

Spannung in MPa

AZ91Mg-Al-Legierungen

T = 150 °C

berechnet über eFestphase

= eRestschmelze

=egesamt

und gesamt

=VRestschmelze

*Restschmelze

+VFestphase

*Festphase


Genauso wie im vorangegangenen Kapitel muss bei gleicher Kriechrate auf die

Restschmelze eine andere Spannung als auf die Festphase wirken. Die

Gesamtspannung ergibt sich entsprechend aus den einzelnen Spannungen anteilig

gewichtet.

FestphaseFestphasestschmelzeRestschmelzeReGesamt σVσVσ (6.7)

Aus den Ausgleichsgeraden (Power-law-Geraden) für die Ergebnisse von AM40 T4

und AZ141 werden die wirkenden Spannungen bei gegebener Kriechverformung

berechnet. Die berechnete Norton-Gerade für den Verbund aus 45 % AM40 T4 –

entspricht der Festphase - und 55 % AZ141 – entspricht der Restschmelze – stimmt

gut mit den experimentellen Werten überein. Dies zeigt, dass die verbesserten

Kriecheigenschaften durch die höhere Vernetzung in der Restschmelze erklärt

werden kann. Dass bei hohen Spannungen keine Verbesserung gegenüber AZ91

sichtbar ist, liegt daran, dass in diesem Spannungsbereich die Kriecheigenschaften

der zweiten Komponente – der Festphase – schlechter sind, als die von AZ91 und

somit der Gewinn durch die Restschmelze ausgeglichen wird.

6.2 Modellierung der Mg-Al-Sr-Legierungen

Die bisherigen Erkenntnisse zu Mg-Al-Legierungen sind die Basis für die weitere

Modellierung von Mg-Al-Sr-Legierungen. Bei geringer Sr-Zugabe zu AZ91, wird

zunächst der Al-Gehalt im Mg-Mischkristall reduziert, gleichzeitig wird die Menge an

Mg17Al12-Phase reduziert und Al4Sr-Phase gebildet. Die Verbesserung von AZ91 auf

AJ81 ist nicht alleine durch die Reduzierung der Übersättigung zu erklären.

Im α-Korn ist in AJ81 ein ähnlicher Al-Gehalt wie in AM60 gelöst. Bei weiterer Sr-

Zugabe sinkt der Al-Gehalt im nicht eutektischen Mg-Mischkristall weiter bis auf

Werte ähnlich AM50. Die Kriecheigenschaften der AJ-Legierungen sind leicht (AJ81)

bis signifikant (AJ82-AJ85) besser als die dem Mischkristall entsprechende Mg-Al-

Legierungen. Die intermetallische Phase Al4Sr bzw. die ternäre Mg-Al-Sr-Verbindung

scheint somit einen großen Beitrag zur Kriechbeständigkeit zu liefern. Im Folgenden

werden sowohl das Schwellspannungskonzept als auch das Verbundmodell zur

Beschreibung der Kriecheigenschaften herangezogen

6.2.1 Hindernisswirkung – Schwellspannungskonzept

In Abschnitt 5.2.5 wurde gezeigt, dass durch Sr-Zugabe die Anzahl der Hindernisse

bzw. der α-IP-Phasengrenzen erhöht wird. Der Effekt dieser auf die Kriech-

beständigkeit soll im Folgenden dargestellt werden. In der Literatur [Kunst2009]

wurde bereits beobachtet, dass sich Versetzungen an den intermetallischen Phasen

in AJ-Legierungen aufstauen. Kunst vermutet dass dieser Aufstau selbst als Hinder-


nis für Versetzungen wirkt. Eine Hinderniswirkung durch Teilchen-Versetzungen-

Wechselwirkung wird, wie in Abschnitt 4.7 bereits beschrieben, in der Literatur durch

eine Schwellspannung quantifiziert [Lund1976, Spigarelli2001, Vogel2002]. Das

Potenzgesetz wird dabei modifiziert, wie mit Gleichung (2.4) gezeigt wurde. Die

Ermittlung der Schwellspannung erfolgt durch doppeltlineare Auftragung der

minimalen Kriechraten mit 1/n potenziert. Der Spannungsexponent n entspricht

hierbei in der Regel dem charakteristischen Wert des dominierenden

Kriechmechanismus. Da hier nur der Effekt der Al-Sr-Phasen ermittelt werden soll –

wie bereits gezeigt wurde, kann der Einfluss von Mg17Al12 vernachlässigt werden –

wird der Spannungsexponent der Matrix verwendet. Hierzu wurde zunächst aus den

n-Werten der Mg-Al-Legierungen AM40 bis AZ91 aus Abbildung 4.16 eine

Abhängigkeit vom Al-Gehalt im nicht eutektischen Mg-Mischkristall cAl,MK – ermittelt

aus CompuTherm-Berechnungen – bestimmt:

MK,Alc03,193,9n (6.8)

Da sich die Al-Gehalte im Mischkristall der AJ8x-Legierungen verändern, ergaben

sich aus der Gleichung n-Werte von 6,5 – 7 für AJ81 bis AJ85L. Abbildung 6.7 zeigt

die Auftragung von n/1

minε über σ und die daraus ermittelten Schwellspannungen.

Während AJ81 eine recht geringe Schwellspannung von 4,2 MPa zeigt, steigt diese

für die höher strontiumhaltigen Legierungen bis auf Werte von 80 MPa.

Abbildung 6.7: Ermittlung der Schwellspannungen in AJ8x-Legierungen durch Auftragung der

mit 1/n potenzierten minimalen Kriechraten als Funktion der Spannung. Die verwendeten n-

Werte wurden für die einzelnen Legierungen anhand des im Mg-Mischkristall gelösten Al-

Gehaltes aus Gleichung (6.8) ermittelt.

0 50 100 150 200

0.00

0.05

0.10

0.15

0.20

0.25

Spannung in MPa

AJ8

3

AJ84

AJ8

5

AJ8

2

AJ8

1

(min

. K

rie

ch

rate

in

s-1)1

/n

4.2MPa32MPa

49MPa

74MPa80MPa

AJ8x -Legierungen

Ermittlung Schwellspannung

T = 150 °C


Um das Auftreten einer Schwellspannung und die Höhe dieser zu verifizieren, wurde

die sich daraus ergebende Lage der minimalen Kriechraten nach folgender Formel

berechnet.

σεσσε Matrix0x8AJ (6.9)

Abbildung 6.8 zeigt die Ergebnisse für AJ81 und AJ82, als Referenz ist zusätzlich

AZ91 eingezeichnet. Als minimale Kriechraten der Matrix wurde die Mg-Al-Legierung

herangezogen, die laut thermodynamischen Berechnungen im nicht eutektisch

erstarrten Mischkristall die gleiche Al-Menge gelöst hat. Für AJ81 entspricht der Al-

Gehalt im α-Korn nahezu exakt dem von AM60 und für AJ85L dem Wert für AM50.

Bei Berechnung der theoretischen Lage der Norton-Gerade aus der Matrix AM60 und

der Schwellspannung aus Abbildung 6.7 kommt es für AJ81 zu einer guten

Übereinstimmung mit den experimentellen Daten. Bei AJ82 ist der berechnete und

im Diagramm markierte Bereich für die Lage der Kriechraten, unter Berechnung mit

AM50 und AM60 als Basis, im Vergleich zu den experimentellen Daten zu höheren

Spannungen verschoben. Dies gilt auch für die weiteren höher strontiumhaltigen

Legierungen. Für diese Legerungen wird die berechnete Schwellspannung scheinbar

überschätzt. Ein anderer Effekt muss hier zum Tragen kommen oder zusätzlich

wirksam sein.

Abbildung 6.8: Mit Hilfe des Schwellspannungskonzepts berechnete minimale Kriechraten für

AJ81 und AJ82 im Vergleich zu den experimentellen Ergebnissen. Während die Ergebnisse für

AJ81 gut passen, wird die Schwellspannung für die höher strontiumhaltigen Legierungen

überschätzt.

50 100 150 200

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

eAJ82

~ (Matrix

- S(AJ82))

n

mit Matrix = AM50 bzw. AM60

eAJ81

~ (AM60

- S(AJ81))

n

AM60AJ81

Spannung in MPa

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

AZ91

AJ8x -Legierungen

T = 150 °C

AJ82

S

(AJ81)


6.2.2 Lastübertrag durch Vernetzung – Verbundmodell

Bei den Legierungen mit größeren Mengen an Strontium treten höhere

Vernetzungsgrade auf. Bereits bei den Mg-Al-Legierungen wurde gezeigt, dass bei

Vernetzungsgraden ab 55 % (AZ121) ein Lastübertrag möglich ist. Ähnliche Werte

werden für AJ82, AJ62 und AJ52L erreicht und für alle weiteren Legierungen mit

weiter steigendem Sr-Gehalt deutlich überschritten. Aus diesem Grund wird im

Folgenden auch für diese Legierungen das Verbundmodell angewendet. Abbildung

6.9 zeigt die berechneten in der intermetallischen Phase wirkenden Spannungen bei

Lastübertrag in den AJ8x-Legierungen. Als Referenz sind die Messwerte von AZ91

und AM50 aufgetragen, da die Al-Konzentration im Mg-Mischkristall der AJ8x-

Legierungen – insbesondere mit hohen Sr-Gehalten, in denen Lastübertrag

stattfinden kann – dieser Legierung am meisten gleicht. AM50 wurde deshalb in den

Berechnungen als Verformungverhalten der Matrix für die Legierungen mit hohen Sr-

Gehalten (AJ84 und AJ85L) herangezogen, für die anderen wurde AM60 verwendet.

Abbildung 6.9: Ergebnisse aus dem Verbundmodell für AJ8x-Legierungen. Offene Symbole

entsprechen den berechneten in der intermetallischen Phase wirkenden Spannungen. Mit

zunehmendem Sr-Gehalt nehmen diese Spannungswerte zu. Bei ausreichender Vernetzung

werden Werte um die 1150 MPa erreicht.

Die Ergebnisse zeigen umso höher der Vernetzungsgrad, desto höher werden die

berechneten Spannungen in der intermetallischen Phase. Für AJ85 liegen die Punkte

100 1000

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

T = 150 °C

AJ81

Spannung in MPa

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

AM

50

AJ85

AJ84

AJ83

AJ82

AZ91

11

50

MP

a


nahezu auf einer Senkrechten. Das bedeutet, dass die Last mit zunehmendem Sr-

Gehalt bzw. Vernetzungsgrad besser übertragen werden kann, bzw. mehr

intermetallische Phase die Last übernehmen kann.

In der Arbeit von Amberger [Amberger2011] wurde das Verbundmodell bereits

erfolgreich für AX-Legierungen angewandt. Die höher kalziumhaltigen Legierungen

erreichten Spannungen nahe der Fließspannung der dominierenden inter-

metallischen Phase Al2Ca. In AJ85 erfolgt durch die hohe Vernetzung vermutlich

ebenfalls ein sehr ausgeprägter Lastübertrag, so dass die Fließspannung der inter-

metallischen Phase nahezu erreicht werden müsste. Mit 1150 MPa liegt diese in

einer ähnlichen Größenordnung wie die in [Amberger2011] geschätzte für Al2Ca.

Ebenso zeigen die Ergebnisse der AJ5x- und AJ6x-Legierungen die Anwendbarkeit

des Verbundmodels, wie in Abbildung 6.10 dargestellt ist.

Abbildung 6.10: Ergebnisse aus dem Verbundmodell für AJ5x- und AJ6x-Legierungen. Offene

Symbole entsprechen den berechneten in der intermetallischen Phase wirkenden Spannungen.

Die Spannungswerte erreichen Werte bis etwa 1150 MPa. Bei starker Vernetzung und

Dominanz der Mg-Al-Sr-Phase liegen die Werte dicht zusammen bei 800 MPa. Somit scheint die

ternäre Phase eine geringere Fließspannung als die Al4Sr-Phase aufzuweisen.

Hier entspricht AM50 am besten der Matrix in den AJ6x-Legierungen und AM40 der

in AJ5x-Legierungen. Die berechneten Spannungen liegen hier im Bereich von etwa

800 – 1150 MPa, wobei eine Erhöhung des Sr-Gehaltes zu einer geringeren Span-

nung in den intermetallischen Phasen führt. Bei sehr hohen Vernetzungsgraden von

70 % und höher bei gleichzeitiger deutlicher Dominanz der ternären Phase im

Gefüge, liegen die Ergebnisse sehr dicht zusammen bei etwa 800 MPa. Es scheint,

dass die ternäre Phase eine geringere Fließspannung besitzt, als die Al4Sr-Phase.

100 100010

-10

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

T = 150 °C

min

. K

rie

ch

rate

in

s-1

1150 M

Pa

800 M

Pa

AJ52H

Spannung in MPa

AM

40

AJ53

AJ53L

AJ52L

AJ52

AZ91

100 100010

-10

10-9

10-8

10-7

10-6

10-5

T = 150 °C

Spannung in MPa

min

. K

riech

rate

in

s-1

800 M

Pa

AM

50

AJ63H

AJ63

AJ63L

AJ62H

AJ62

AZ91

1150 M

Pa


Aufgrund des höheren Phasenvolumens, können die Legierungen trotz inter-

metallischer Phase mit geringerer Festigkeit von Vorteil sein.

6.3 Diskussion der Einflüsse in Mg-Al- und Mg-Al-Sr-Legierungen

auf die Kriecheigenschaften

Eine Übersicht über die Effekte in Mg-Al-Legierungen, die bei Kriechverformung

wirken, zeigt Abbildung 6.11.

Abbildung 6.11: Minimale Kriechraten der Mg-Al-Legierungen in Abhängigkeit des Al-Gehaltes

für hohe und niedrige Spannungen. Die Vernetzung wirkt sich erst ab Al-Gehalten größer 11 %

aus. Bei niedrigen Spannungen ist der Einfluss der diskontinuierlichen Ausscheidungen bei

Gehalten bis 9 % relevant.

Bei hohen Spannungen wirkt sich der Einfluss der Vernetzung bei Al-Gehalten

größer 11 % positiv auf die Kriecheigenschaften aus. Bei Gehalten unter 9 % ist

keine eindeutige Abhängigkeit der Kriechrate von dem steigenden Al-Gehalt

erkennbar, obwohl der gelöste Anteil im Mischkristall und die Bereiche mit starker

Übersättigung zunehmen. Wie in Abschnitt 6.1.1 gezeigt wurde, ergeben die lokal

berechneten minimalen Kriechraten zum Kornrand ähnliche Werte für AZ91 und

AM50. Dies sind die Bereiche der Körner mit dem höchsten Verformungswiderstand.

Der erhöhten Mischkristallhärtung folgt aber auch eine verstärkte diskontinuierliche

Ausscheidung. In Abschnitt 4.6.2 wurde für AZ91 der zeitliche Verlauf der ß-

Phasenanteile dargestellt. Die Ausscheidung beginnt bereits nach wenigen Stunden.

2 4 6 8 10 12 14 16 18

10-8

10-7

10-6

10-5 Mg-Al-Legierungen F

T = 150 °C

120 MPa

100 MPa

60 MPa

min

. K

riech

rate

in

s-1

Al-Gehalt in Gew.-%

50 MPa

50 MPa [Dargusch2006]

Zunahme diskontinuierliche

Mg17

Al12

-Ausscheidung

Abnahme

MK-Härtung

Vernetzung


Betrachtet man deshalb niedrige Spannungen, d.h. längere Versuchszeiten, ergibt

sich eine signifikante Verringerung der Kriecheigenschaften von AZ91 bis AM40.

Diese kann über die unterschiedliche Ausscheidungsmengen diskontinuierlicher

Mg17Al12-Phasen, wie bereits in Abschnitt 6.1.2 beschrieben, erklärt werden. Diese

führen durch Schwächung der Korngrenzbereiche zu einem erhöhten Beitrag von

Korngrenzengleiten. Ab AZ121 wird die Kriechbeständigkeit wiederum verbessert, da

die steigende Vernetzung zu einem Lastübertrag auf die warmfestere inter-

metallische Phase führt. Die ß-Phase zeigt im untersuchten Temperaturbereich zwar

ebenfalls Kriechverformung, was bei der hohen homologen Temperatur (TH = 0,6)

auch zu erwarten ist. Diese fällt jedoch signifikant geringer als die des α-Misch-

kristalls aus.

In den Mg-Al-Sr-Legierungen sind die Effekte ähnlich, siehe Abbildung 6.12.

Zusätzlich kommt hier jedoch die Hinderniswirkung der intermetallischen Phase, die

in Mg-Al-Legierungen zu vernachlässigen ist, hinzu. Durch Strontium wird zudem die

Übersättigung und damit die Menge an diskontinuierlichen Ausscheidungen während

des Kriechens reduziert. Diese Punkte spielen insbesondere bei hohen Al-Gehalten

und geringen Sr-Gehalten eine Rolle.

Abbildung 6.12: Minimale Kriechraten der Mg-Al-Sr-Legierungen in Abhängigkeit des Sr-

Gehaltes für 120 MPa. Die Vernetzung wird bei geringeren Al-Gehalten bereits bei niedrigeren

Sr-Gehalten erreicht. Bis zum Lastübertrag gewinnt die Legierung durch Hinderniswirkung und

verminderte Ausscheidung während des Kriechens an Kriechbeständigkeit.

0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.210

-9

10-8

10-7

10-6

10-5 T = 150 °C

= 120 MPa

AJ6x

AJ5x

AJ8x

min

. K

riech

rate

in

s-1

Sr / (Al-1.8%) - Verhältnis

Abnahme diskontinuierliche

Mg17

Al12

-Ausscheidung,

Abnahme MK-Härtung

Vernetzung

Zunahme

Hinderniswirkung

Bildung der

ternären Phase


Den größten Effekt bei den übrigen Legierungen hat die Vernetzung der

intermetallischen Phase. Da es sich hierbei um Phasen mit sehr hohem Schmelz-

punkt handelt (Tm(Al4Sr) = 1025 °C [Baril2003]) ist davon auszugehen, dass diese im

untersuchten Temperaturbereich nicht kriechen. Der hohe Verformungswiderstand

der intermetallischen Phase kann zu einer Erniedrigung der Kriechraten im Vergleich

zur Matrix um drei bis vier Größenordnungen führen. Ab welchem Sr-Gehalt ein

Lastübertrag erfolgen kann hängt vom Al-Gehalt ab. Bei geringerem Al-Gehalt, wie in

AJ52 erfolgt die Vernetzung schneller als in Legierungen mit höherem Al-Gehalt.

Zudem zeigt sich auch, dass die Legierungen mit hohen Anteilen an ternärer Phase

sehr vorteilhaft sind. Dies liegt auch vermutlich an der massiven Ausbildung entlang

der Korngrenzen, die das tragende Skelett besonders effektiv macht. Die Ver-

netzungsgrade dieser Legierungen liegen bei etwa 80 %. Gleichzeitig ist für diese

Legierungen allerdings eine deutliche Verringerung der Duktilität zu verzeichnen, wie

in Abschnitt 5.3 gezeigt wurde.

Abbildung 6.13: Schematische Darstellung des Effekts einer Erhöhung des Sr- und/oder Al-

Gehaltes auf die Kriecheigenschaften unter Betrachtung der relevanten mikrostrukturellen

Veränderungen. Eine Erhöhung des Sr-Gehalts führt in der Regel zu einer Verbesserung der

Kriechbeständigkeit, während durch zusätzliches Aluminium diese verringert werden.

Abbildung 6.13 zeigt den Einfluss einer Erhöhung des Sr- und bzw. oder des Al-

Gehaltes auf die Kriecheigenschaften in AJ-Legierungen. Bei Zugabe von Strontium

wird das Sr/Al-Verhältnis erhöht. Gleichzeitig wird die Anzahl der Hindernisse erhöht

– eine Ausnahme bildet hier jedoch der Wechsel von Al4Sr und Mg17Al12 als inter-

metallische Phasen im Gefüge zu Al4Sr und ternärer Phase. Zudem kommt es zu

Erhöhung des

Sr-Gehalts

Erhöhung des

Al-Gehalts

Erhöhung des

Sr/Al-Verhältnisses

Erniedrigung des

Sr/Al-Verhältnisses

Sr/Al-Verhältnis

konstant

Sr↑ + Al↑

Erhöhung Vernetzungs-

grad, Erniedrigung der

Übersättgung

Erhöhung der

Hinderniszahl

Erniedrigung Vernetzungs-

grad, Erhöhung der

Übersättigung

Verbesserung der

Kriecheigenschaften

Verringerung der

Kriecheigenschaften



einer Zunahme der Vernetzung, die einen steigenden Lastübertrag möglich macht.

All diese Charakteristika wirken sich positiv auf die Kriechbeständigkeit aus. Bei

ausreichenden Vernetzungsgraden (> 55 %) ist dieser Effekt deutlich größer, als die

Hinderniswirkung.

Eine Erhöhung des Al-Gehaltes bewirkt eine Reduzierung des Sr/Al-Verhältnisses

und des Vernetzungsgrades (vgl. Abschnitt 5.2.5). Zugleich wird der Bereich der Al-

Übersättigung im Mg-Mischkristall erweitert. Das Ergebnis ist eine Verringerung der

Kriechbeständigkeit.

Werden beide Legierungsbestandteile erhöht ist die Wirkung abhängig von den sich

neu einstellenden Verhältnis von Sr zu Al, bzw. besser dem Verhältnis nach

Gleichung (5.1). Bleibt dieses Verhältnis konstant, d.h. die Art der intermetallischen

Phasen im Gefüge erfährt auch keinen Wechsel, dann wird in erster Linie die

Hindernisanzahl durch Erhöhung der Phasenanteile erhöht, was einen positiven

Effekt auf die Kriecheigenschaften haben kann. Bei Erniedrigung oder Erhöhung des

Verhältnisses folgen die oben beschriebenen Effekte.

116 Zusammenfassung

7 Zusammenfassung

Im Rahmen dieser Arbeit wurden die Kriecheigenschaften der Legierungssysteme

Mg-Al und Mg-Al-Sr unter Betrachtung der mikrostrukturellen Variablen modelliert.

Experimentell wurden AM- und AZ-Legierungen mit Al-Gehalten im Bereich von 3 –

17 % durch Mg-Spritzgießen hergestellt und die Kriecheigenschaften im Guss-

zustand und teilweise nach Wärmebehandlungen, wie Lösungsglühen (T4) und T5-

Auslagerung, im spannungsgeregelten Druckversuch getestet. Zudem wurden einige

Mg-Al-Sr-Legierungsvarianten mit Sr-Gehalten von 1 – 5 % und Al-Gehalten von 5 –

9 % hergestellt. Der Einfluss der Zusammensetzung auf die Mikrostruktur, d.h. die

Menge, Art, Morphologie und Kontiguität der intermetallischen Phasen, wurde

begleitend für beide Legierungssysteme untersucht.

Die Legierungen der Mg-Al-Reihe zeigen im Gusszustand eine Mikrostruktur

bestehend aus α-Mg-Mischkristall und der eutektischen ß-Phase Mg17Al12. Allein in

AM30 ist diese intermetallische Phase nicht zu beobachten. Der Anteil nimmt

abhängig vom Al-Gehalt der Legierung zu, wobei die Mg17Al12-Phase in isolierter

Form in den interdendritischen Bereichen auftritt. Bei hohen Gehalten (> 11 %) bildet

sich zunehmend ein kontinuierliches Netzwerk an ß-Phase. Innerhalb der α-Mg-

Körner ergibt sich ein Konzentrationsgradient zum Rand. Für alle Legierungen lässt

sich aus den thermodynamischen Berechnungen eine Aufkonzentration des

Aluminiums zum Ende der Erstarrung der α-Körner bis auf ein Level von 12 %

ermitteln. Dies entspricht auch in etwa dem Al-Gehalt im eutektischen α-Mg. Diese

übersättigten Bereiche sind auch im Licht- und Rasterelektronenmikroskop

erkennbar und wurden mittels Mikrosonde nachgewiesen.

Die Kriecheigenschaften der Mg-Al-Legierungen sind bis zu einem Gehalt von etwa

10 – 11 % stark von diesen übersättigten Bereichen geprägt. Bei hohen Spannungen

und kurzen Versuchszeiten sind die minimalen Kriechraten ähnlich, da die

Kornrandbereiche in allen Legierungen ähnliche Verformungswiderstände aufweisen,

die im Gusszustand vorhandene ß-Phase aber scheinbar keinen zusätzlichen

Einfluss auf die Kriecheigenschaften hat. Zur Modellierung dieser Effekte wurde die

Abhängigkeit der minimalen Kriechrate vom gelösten Al-Gehalt im Mischkristall

mittels T4-wärmebehandelten Proben bestimmt. Bei längeren Versuchszeiten, d.h.

niedrigeren Spannungen, scheiden sich zunehmend diskontinuierliche Mg17Al12-

Phasen aus den übersättigten Bereichen aus. Die Menge der Ausscheidungen und

die Größe der Bereiche nehmen mit steigendem Al-Gehalt der Legierung zu und

beeinträchtigen zunehmend die Kriecheigenschaften.

In dieser Arbeit konnte gezeigt werden, dass die Mg17Al12-Phase im Kriechversuch

nicht erweicht. Dies konnte anhand von Druckkriechversuchen an einer kokillen-

gegossenen MgAl32-Legierung (~ 70 % ß-Phase), die um mehrere Größenord-

Zusammenfassung 117

nungen geringere Kriechraten als AZ91 aufweist, nachgewiesen werden. Die

Ergebnisse deuten darauf hin, dass auch die Mg17Al12-Phase eine Kriechverformung

erfährt. Zudem konnte die Verbesserung der Kriecheigenschaften bei Al-Gehalten

höher 11 % (Vernetzungsgrad > 55 %) dadurch erklärt werden, dass die Mg17Al12-

Phase ausreichend vernetzt ist um Lasten zu übernehmen.

Die Verbesserung der Kriecheigenschaften von teilflüssig vergossener AZ91 konnte

über Betrachtung als Verbund der Komponenten Restschmelze (entspricht bei 45 %

Festphase einer AZ141-Legierung) und Primärglobuliten (~ AM40 T4) modelliert und

somit erklärt werden.

Die Mg-Al-Sr-Legierungen zeigen ebenfalls eine Mikrostruktur bestehend aus α-Mg-

Mischkristall und intermetallischer Phasen an den Korngrenzen. Abhängig von den

Gehalten der Legierungselemente bilden sich entartetes Mg17Al12 und lamellares

Al4Sr oder an Stelle der ß-Phase eine blockartige ternäre Mg-Al-Sr-Phase. Die

Bildung dieser Massivphase ist nicht nur vom Sr/Al-Verhältnis abhängig, sondern

auch vom Gesamtlegierungselementgehalt. Der Anteil und die Vernetzung der

intermetallischen Phasen fallen insbesondere bei Anwesenheit der ternären Phase

sehr hoch aus.

Die Kriechbeständigkeit der AJ-Legierungen nimmt mit steigendem Sr-Gehalt und bei

Reduzierung des Al-Gehaltes signifikant zu. Begründet werden kann dies durch die

mikrostrukturellen Veränderungen. Es bildet sich zunehmend ein Netzwerk aus

intermetallischen Phasen aus, mit dem ein Lastübertrag möglich ist. Die ternäre

Phase scheint zwar vom Betrag her geringere Spannungen als die Al4Sr-Phase

übernehmen zu können, gewinnt aber durch ihre Morphologie und stärkere

Ausbildung eines kontinuierlichen Netzwerkes an Vorteil. Die Legierungen mit

großen Anteilen an ternärer Phase zeigen die höchsten Kriechbeständigkeiten. In

den Legierungen mit hohen Al-Gehalten wird dieser Zustand erst bei hohen Sr-

Gehalten erreicht. Zudem fällt die Al-Übersättigung in diesen Legierungen stärker

aus. Bei niedrigen Sr-Gehalten ist die Vernetzung in den AJ8x-Legierungen

ungenügend, dennoch kann auch hier eine Verbesserung der Kriecheigenschaften

beobachtet werden. Dies konnte auf eine verbesserte Hinderniswirkung der Al4Sr-

Phase gegenüber der Mg17Al12-Phase und einer Reduzierung der Al-Übersättigung

im α-Mischkristall zurückgeführt werden.

Die Kriechbeständigkeit kann somit unter Einbußen der Duktilität signifikant dadurch

verbessert werden, dass ein Netzwerk intermetallischer Phase entsteht. Dabei spielt

nicht nur die Warmfestigkeit der Phase eine Rolle, sondern auch deren Ausbildung

entlang der Korngrenzen. Die Reduzierung des Al-Gehaltes zeigt einen positiven

aber nur geringen Effekt auf die Kriecheigenschaften, wenn lediglich die

Übersättigung dadurch reduziert wird. Wird aber gleichzeitig die Ausscheidungs-

struktur verändert wie in den AJ-Legierungen kann der Beitrag deutlich größer

ausfallen.

118 Literaturverzeichnis


Adler, L., Auswirkungen des Al- und Sr-Gehaltes auf die Gefügeausprägung und

Warmfestigkeit spritzgegossener Mg-Legierungen, Bachelorarbeit, Universität

Erlangen-Nürnberg (2012).

Aghion, E., Bronfin, B., Von Buch, F., Schumann, S., Friedrich, H., Newly Developed

Magnesium Alloys for Powertrain Applications, JOM, November 2003, 2003,

pp. 30-33.

Agnew, S. R., Liu, K. C., Kenik, E. A., Viswanathan, S.: Tensile And Compressive

Creep Behavior Of Die Cast Magnesium Alloy AM60B, in Magnesium

Technology 2000, H. I. Kaplan, J. Hryn, B. Clow (eds.), Warrendale, The

Minerals, Metals & Materials Society, 2000, pp. 285-290.

Akhtar, A., Teghtsoonian, E., Solid solution strengthening of magnesium single

crystals – II The effect of solute on the ease of prismatic slip, Acta Metallurgica

17, 1969, pp. 1351-1356.

Akhtar, A., Teghtsoonian, E., Substitutional Solution Hardening of Magnesium Single

Crystals, Philosophical Magazine 25, 4, 1972, pp. 897-916.

Aljarrah, M., Parvez, M. A., Li, J., Essadiqi, E., Medraj, M., Microstructural

characterization of Mg–Al–Sr alloys, Science and Technology of Advanced

Materials 8, 4, 2007, pp. 237-248.

Amberger, D., Eisenlohr, P., Göken, M.: Creep Resistance of Highly Calcium-alloyed

AZ91, in 7th International Conference Magnesium Alloys and Their

Applications, K. U. Kainer (ed.), Dresden, 06.-09. November 2006, WileyVCH,

2006, pp. 1042-1047.

Amberger, D., Eisenlohr, P., Göken, M., Microstructural evolution during creep of Ca-

containing AZ91, Materials Science and Engineering A 510-511, 2009, pp.

398-402.

Amberger, D., Einfluss der eutektischen Phase auf die Kriechfestigkeit

kalziumhaltiger Magnesiumlegierungen, Dissertation, Universität Erlangen-

Nürnberg (2011).

Literaturverzeichnis 119

Argo, D., Pekgüleryüz, M., Vermette, P., Lefebvre, M., Die Vergießbarkeit von

hochtemperaturkriechbeständigen Mg-Al-Sr-Legierungen auf Grundlage von

Laborversuchen und Versuchsabgüssen von Druckgußteilen, Druckgusspraxis

2, 2003, pp. 89-93.

Arzt, E., Threshold Stresses for Creep of Dispersion-Strengthened Materials, in

Mechanical Properties of Metallic Composites, S. OCHIAI (ed.), (Marcel

Dekker, 1994), 7.

Asl, K. M., Tari, A., Khomamizadeh, F., The effect of different content of Al, RE and

Si element on the microstructure, mechanical and creep properties of Mg–Al

alloys, Materials Science and Engineering A 523, 1-2, 2009, pp. 1-6.

Avedesian, M. M., Baker, H.: in ASM Speciality Handbook: Magnesium and

Magnesium Alloys, (1999), pp. 66-77.

Bai, J., Sun, Y., Xun, S., Xun, Xue, F., Zhu, T., Microstructure and tensile creep

behavior of Mg–4Al based magnesium alloys with alkaline-earth elements Sr

and Ca additions, Materials Science and Engineering A 419, 1-2, 2006, pp.

181-188.

Baril, E., Labelle, P., Pekguleryuz, M. O., Elevated Temperature Mg-Al-Sr Creep

Resistance, Mechanical Properties, and Microstructure, Journal of The

Minerals, Metals & Materials Society, November, 2003, pp. 34-39.

Bauer, A.: in Magnesium und seine Legierungen, A. Beck (ed.), (Springer-Verlag,

Berlin, 2001), 2, pp. 352–373.

Blum, W., Watzinger, B., Weidinger, P.: Creep Resistance of Mg-base Alloys, in 4th

International Conference on Magnesium Alloys and Applications, B. L.

Mordike, K. U. Kainer (eds.), Wolfsburg, Matinfo Werkstoff-

Informationsgesellschaft, 1998, pp. 49-60.

Blum, W., Watzinger, B., Zhang, P., Creep of Die-Cast Light-Weight Mg-Al-base Alloy

AZ91hp, Advanced Engineering Materials 2, 6, 2000, pp. 349-355.

Blum, W., Zhang, P., Watzinger, B., Grossmann, B., Haldenwanger, H. G.,

Comparative study of creep of the die-cast Mg-alloys AZ91, AS21, AS41,

AM60 and AE42, Materials Science and Engineering A 319–321, 2001, pp.

735–740.


Blum, W., Li, Y. J., Zeng, X. H. et al., Creep Deformation Mechanism in High-

Pressure Die-Cast Magnesium-Aluminum-Base Alloy, Metallurgical and

Materials Transactions A 36, 2005, pp. 1721-1728.

Bourgeois, L., Muddle, B. C., Nie, J. F., The Chrystal structure of the equilibrium Φ

phase in Mg-Zn-Al casting alloys, Acta Meterialia 49, 2001, pp. 2701-2711

Breitinger, M.: CO2-Grenzwerte - Die Autoindustrie jammert zu Unrecht, in Zeit

Online (2012).

Bronfin, B., Katsir, M., Aghion, E., Preparation and solidification features of AS21

magnesium alloy, Materials Science and Engineering A 302, 2001, pp. 46–50.

Bronfin, B., Moscovitch, N., New Magnesium Alloys for Transmission Parts, Metal

Science and Heat Treatment 48, 11-12, 2006, pp. 479 - 486.

Brunhuber, E.: Praxis der Druckgußfertigung, (Fachverlag Schiele & Schön GmbH

Berlin 1991).

Bürgel, R.: Handbuch Hochtemperatur-Werkstofftechnik: Grundlagen, Werkstoff-

beanspruchungen, Hochtemperaturlegierungen und -beschichtungen,

(Vieweg+Teubner, 2006), 3., überarbeitete und erweiterte Auflage.

Burke, E. C., Hibbard, W. R., Plastic deformation of magnesium single crystals,

Transactions of the Metallurgical Society of AIME 194, 1952, pp. 295-303.

Caceres, C. H., Rovera, D. M., Solid Solution strengthening in concentrated Mg-Al-

alloys, Journal of Light Metals 1, 2001, pp. 151-156.

Cáceres, C. H., Davidson, C. J., Griffiths, J. R., Newton, C. L., Effects of solidification

rate and ageing on the microstructure and mechanical properties of AZ91

alloy, Materials Science and Engineering A 325, 2002, pp. 344–355.

Carnahan, R. D., Hathaway, R., Kilbert, R., Pasternak, L., Rohatgi, P.:

ThixomoldedTM AZ91D magnesium: Mechanical and microstructural property

dependency on process parameter variation, in International Symposium on

Light Metals Processing and Applications, C. Bickert (ed.), Quebec City,

Canadian Institute of Mining, Metallurgy and Petroleum, 1993, pp. 325-336.

Carnahan, R. D.: in ASM Speciality Handbook: Magnesium and Magnesium Alloys,

M. M. Avedesian, H. Baker (eds.), (ASM International, 1999), 2, pp. 90-97.

CCT (Center of Competence for Casting and Thixoforging), Universität Stuttgart,

Institut für Umformtechnik, www.cct-bw.de, 2012.


Chokshi, A. H., An evaluation of the grain-boundary sliding contribution to creep

deformation in polycrystalline alumina, Journal of Materials Science 25, 1990,

pp. 3221-3228.

Clark, J. B., Age Hardening in a Mg-9wt.% Al Alloy, Acta Metallurgica 16, 1968,

pp. 141-152.

Crossland, I. G., Jones, R. B., Dislocation Creep in Magnesium, Metal Science 6, 1,

1972, pp. 162-166.

Czerwinski, F., Size evolution of the unmelted phase during injection molding of

semisolid magnesium alloys, Scripta Materialia 48, 2003, pp. 327–331.

Czerwinski, F., The generation of Mg–Al–Zn alloys by semisolid state mixing of

particulate precursors, Acta Materialia 52, 17, 2004, pp. 5057-5069.

Czerwinski, F., Engineering Microstructure During Semisolid Molding of Magnesium

Alloys, Metall 60, 1-2, 2006, pp. 27-30.

Czerwinski, F.: Magnesium Injection Molding, (Springer-Verlag Berlin 2007).

Dahle, A. K., Lee, Y. C., Nave, M. D., Schaffer, P. L., StJohn, D. H., Development of

the as-cast microstructure in magnesium-aluminium alloys, Journal of Light

Metals 1, 2001, pp. 61-72.

Dargusch, M. S., The effect of Aluminium Content on the mechanical properties and

microstructure of die cast binary Magnesium-Aluminium alloys, PhD-Thesis,

University of Queensland (1998a).

Dargusch, M. S., Dunlop, G. L., Pettersen, K.: Elevated Temperature Creep and

Microstructure of Die Cast Mg-Al Alloys, in 4th International Conference on

Magnesium Alloys and their Applications, B. L. Mordike, K. U. Kainer (eds.),

Wolfsburg, MatinfoWerkstoff-Informationsgesellschaft, 1998b, pp. 277-282.

Dargusch, M. S., Pettersen, K., Nogita, K., Nave, M. D., Dunlop, G. L., The Effect of

Aluminium Content on the mechanical properties and Microstructure of Die

Cast Binary Magnesium Alloys, Materials Transactions 47, 4, 2006, pp. 977 -

982.

Dargusch, M. S., Zhu, S. M., Nie, J. F., Dunlop, G. L., Microstructural analysis of the

improved creep resistance of a die-cast magnesium–aluminium–rare earth

alloy by strontium additions, Scripta Materialia 60, 2, 2009, pp. 116-119.


Dargusch, M. S., Nave, M., McDonald, S. D., StJohn, D. H., The effect of aluminium

content on the eutectic morphology of high pressure die cast magnesium–

aluminium alloys, Journal of Alloys and Compounds 492, 1-2, 2010, pp. L64-

L68.

del Valle, J., Ruano, O., Separate contributions of texture and grain size on the creep

mechanisms in a fine-grained magnesium alloy, Acta Materialia 55, 2, 2007,

pp. 455-466.

Dieringa, H., Vergleichende Untersuchungen zum Zug- und Druckkriechverhalten der

verstärkten und unverstärkten Magnesiumlegierung AE42, Dissertation,

Universität Hamburg-Harburg (2006).

Dieringa, H., Hort, N., Kainer, K. U., Investigation of minimum creep rates and stress

exponents calculated from tensile and compressive creep data of magnesium

alloy AE42, Materials Science and Engineering A 510-511, 2009, pp. 382-386.

Dunlop, G. L., Sequeira, W. P., Dargusch, M. S.: Microstructure and Properties of

Magnesium Alloy High Pressure Die Castings, in First Israeli International

Conference On Magnesium Science and Technology, E. Aghion, D. Eliezer

(eds.), Israel, Magnesium Research Institute (MRI), 1997, pp. 108-115.

Dworog, A. J. W., Grundlagen des Magnesiumspritzgießens, Technische Hochschule

Aachen (2002).

Eibisch, H., Lohmüller, A., Scharrer, M. et al.: in Zukunftsorientierter Einsatz von

Magnesium im Verkehrswesen, E. Wendler-Kalsch (ed.), (Expert-Verlag,

2005), pp. 74-86.

Eibisch, H., Lohmüller, A., Singer, R. F.: Effective alloy development using

Thixomolding® focussing on improved creep strength of AZ91, in 7th

International Conference Magnesium Alloys and Their Applications, K. U.

Kainer (ed.), Dresden, 06.-09. November 2006, WileyVCH, 2006, pp. 106 –

112.

Eibisch, H., Lohmüller, A., Kömpel, N., Singer, R. F., Effect of solidification

microstructure and Ca additions on creep strength of Magnesium alloy AZ91

processed by Thixomolding, International Journal of Materials Research 99

2008, pp. 56 - 66.

Emley, E. F.: Principles of Magnesium Technology, (Pergamon Press, London,

1966).


Evangelista, E., Cabibbo, M., Cerri, E., Spigarelli, S., Rosen, A.: High temperature

creep response of the AZ91 magnesium alloy produced by thixoforming, in

Synthesis of Lightweight Metals, F. H. Froes (ed.), San Diego, California, The

Minerals, Metals & Materials Society (TMS), 1999, pp. 213-219.

Fink, R., Casting Plant and Technology International 2, 1999, pp. 48-59.

Fink, R., Druckgießen von Magnesium, in Magnesium: Eigenschaften,

Anwendungen, Potenziale, K. U. Kainer (ed.), (Wiley-VCH, Weinheim, 2000),

pp. 26-47.

Fischersworring-Bunk, A., Landerl, C., Fent, A., Wolf, J.: The New BMW Inline Six-

cylinder Composite Mg/Al Crankcase, in 62nd Annual World Magnesium

Conference, Berlin, May 22-24, Intl. Magnesium Assoc., 2005, pp. 51-60.

Foerster, G. S., Designing Alloys for Die Casting, Metals Engineering Quarterly

February, 1973, pp. 19-22.

Frank, H., Dieringa, H., Hort, N., Kainer, K. U.: The influence of the casting process

on the creep properties of different AZ-based magnesium alloys, in Modeling

of Casting, Welding and Advanced Solidification Processes - XI, C.-A. Gandin,

M. Bellet (eds.), Opio, France, TMS (The Minerals, Metals & Materials

Society), 2006, pp. 669-676.

Freiberger, C., Untersuchung des Kriechmechanismus in Magnesiumlegierungen

mittels Markerexperimenten, Studienarbeit, Universität Erlangen-Nürnberg

(2008).

Frost, H. J., Ashby, M. F.: Deformation-mechanism maps: the plasticity and creep of

metals and ceramics, (Pergamon Press, 1982).

Fukuchi, M., Watanabe, K., Temperature and Composition Dependence of Hardness,

Resistivity and Thermoelectric Power of the γ一Phase in the Al－Mg System,

Journal of the Japan Institute of Metals 39, 5, 1975, pp. 493-498.

Fukuchi, M., Watanabe, K., Tensile behaviour of γ-phase in Al-Mg system at elevated

temperatures, Journal of the Japan Institute of Light Metals 30, 5, 1980, pp.

253-257.

Gao, X., Zhu, S. M., Muddle, B. C., Nie, J. F., Precipitation-hardened Mg–Ca–Zn

alloys with superior creep resistance, Scripta Materialia 53, 12, 2005, pp.

1321-1326.


Gosh, D., Kang, K., Bach, C., Roemer, J. G., van Schilt, C., Thixotropic Properties of

Semi-Solid Magnesium Alloys AZ91D and AM50, in 34 Annual Conference of

Metallurgist of CIM, S. MacEwen, J. P. Gilardeau (eds.), Canadian Institute of

Mining, Metallurgy and Petroleum, Vancouver, BC, 1995, pp. 481.

Guo, J.-h., Chen, L.-q., Xu, Y.-b., Lian, F.-z., Investigation of the compressive creep

behavior of AZ91D magnesium alloy, Materials Science and Engineering A

443, 1-2, 2007, pp. 66-70.

Han, B. Q., D.C., D., Creep of magnesium strengthened with high volume fractions of

yttria dispersoids, Materials Science and Engineering A 300, 2001, pp. 235-

244.

Han, Q., Kad, B. K., Viswanathan, S., Design perspectives for creep-resistant

magnesium die-casting alloys, Philosophical Magazine 84, 36, 2004, pp.

3843-3860.

Hirai, K., Somekawa, H., Takigawa, Y., Higashi, K., Effects of Ca and Sr addition on

mechanical properties of a cast AZ91 magnesium alloy at room and elevated

temperature, Materials Science and Engineering A 403, 1-2, 2005, pp. 276-

280.

Höllriegel-Rosta, F., Just, E., Köhler, J., Melzer, H.J., Magnesium im Volks-

wagenwerk, Metall 34, 12, 1980, pp.1138-1141

Holta, O., Videm, M., Westengen, H., Albright, D. L., in Diecasting Innovation,

Indianapolis, Indiana, 1995, pp. 177-182.

Houghton, J. T., Ding, Y., Griggs, D. J. et al.: Climate Change 2001: The Scientific

Basis, (Camebridge University Press, 2001).

Hutchinson, C. R., NIE, J. F., Gorsse, S., Modeling the Precipitation Processes and

Strengthening Mechanisms in a Mg-Al-(Zn) AZ91 Alloy, Metallurgical and


Ilschner, B.: Hochtemperatur-Plastizität: Warmfestigkeit und Warmverformbarkeit

metallischer und nichtmetallischer Werkstoffe, (Springer, 1973).

Ilschner, B., Singer, R.F.: Werkstoffwissenschaften und Fertigungstechnik, (Springer,

2010)


Janz, A., Gröbner, J., Mirković, D. et al., Experimental study and thermodynamic

calculation of Al–Mg–Sr phase equilibria, Intermetallics 15, 4, 2007, pp. 506-

519.

Ji, S., Qian, M., Fan, Z., The creep behaviour of rheo-diecast AZ91D (Mg–9Al–1Zn)

alloy, Materials Science and Engineering A 434, 1-2, 2006, pp. 7-12.

Johnson, C., Immer besser werden, Hydro Inside, Mitarbeitermagazin 1, 2006, p. 24.

Kammer, C., Eigenschaften von reinem Magnesium, in Magnesium Taschenbuch, C.

Kammer (ed.), (Aluminium-Verlag, Düsseldorf, 2000), pp. 77-97.

Kang, D. H., Yoo, M. S., Park, S. S., Kim, N. J., Development of Creep Resistant Mg

Alloys, Materials Science Forum 475-479, 2005, pp. 521-524.

Kaufmann, H., Uggowitzer, P. J.: High Quality Magnesium Castings by the New

Rheocasting (NRC) Approach, in Light Metals 2001, J. L. Anjier (ed.), New

Orleans, TMS, 2001, pp. 1063-1068.

Kielbus, A., Cizek, L., Pawlica, L.: Microstructural Changes of AZ91 Magnesium Alloy

after Heat Treatment, in 6th International on Magnesium Alloys and Their

Applications, K. U. Kainer (ed.), Wolfsburg, Wiley-VCH, 2003, pp. 196-201.

King, J. F., Magnesium: commodity or exotic? , Materials Science and Technology

23, 1, 2007, pp. 1-14.

Kleiner, S.: Magnesium und seine Legierungen, in Feinstbearbeitung technischer

Oberflächen - 6. Internationales IWF-Kolloquium, Egerkingen, Schweiz,

18./19. April 2002, ETH Zürich, Institut für Werkzeugmaschinen und Fertigung,

2002, pp. 19-28.

Kleiner, S., Ogris, E., Beffort, O., Uggowitzer, P. J., Semi-Solid Metal Processing of

Aluminium Alloy A356 and Magnesium Alloy AZ91: Comparison Based on

Metallurgical Considerations, Advanced Engineering Materials 5, 9, 2003, pp.

653-658.

Kömpel, N., Auswirkung der Legierungszusammensetzung und des Mikrogefüges

auf die Eigenschaften kriechbeständiger Magnesiumlegierungen beim

Thixospritzgießen, Diplomarbeit, Universität Erlangen-Nürnberg (2007).


Kömpel, N., Lohmüller, A., Krause, A., Singer, R. F.: Comparison of conventional

magnesium alloys with Mg-Al-Ca-Zn and Mg-Al-Sr-Zn alloys processed by

injection molding, in 8th International Conference on Magnesium Alloys and

their Applications, K. U. Kainer (ed.), Weimar, 26.-29. October 2009,

WileyVCH, 2009, pp. 68-74.

Kondori, B., Mahmudi, R., Effect of Ca additions on the microstructure, thermal

stability and mechanical properties of a cast AM60 magnesium alloy, Materials

Science and Engineering A 527, 2010, pp. 2014-2021.

Kramer, M., Jenning, R., Lohmüller, A., et al.: Characterization of magnesium alloys

for semi solid processing, in 8th International Conference on Magnesium

Alloys and their Applications, K. U. Kainer (ed.), Weimar, 26.-29. October

2009, WileyVCH, 2009, pp. 376-383.

Krause, A., Eigenschaften von Al-, Ca- und Sr- haltigen Mg-Legierungen hergestellt

durch Thixospritzgießen, Diplomarbeit, Universität Erlangen-Nürnberg (2007).

Kunst, M., Einfluss der Legierungszusammensetzung auf Gefüge und Kriech-

verhalten der Magnesiumlegierung AJ62, Dissertation, Universität Bayreuth

(2008).

Kunst, M., Fischersworring-Bunk, A., L’Esperance, G., Plamondon, P., Glatzel, U.,

Microstructure and dislocation analysis after creep deformation of die-cast

Mg–Al–Sr (AJ) alloy, Materials Science and Engineering A 510-511, 2009, pp.

387-392.

Lagneborg, R.; Bergman, B., The stress/creep rate behaviour of precipitation-

hardened alloys, Metal Science, 10, 1, 1976 , pp. 20-28

Laukli, H.I. Lohne, O., Sannes, S., et al., Grain size distribution in a complex AM60

magnesium alloy, International Journal of Cast Metals Research 16, 6, 2003,

pp. 515-521.

L'Espérance, G., Plamondon, P., Kunst, M., Fischersworring-Bunk, A.,

Characterization of intermetallics in Mg–Al–Sr AJ62 alloys, Intermetallics 18,

1, 2010, pp. 1-7.

Lee, C. W., Song, D. H., Nam, K. Y. et al., Effect of Al on the Castability, Tensile and

Creep Properties of Mg-xAl-Zn, Key Engineering Materials 321-323, 2006, pp.

1370-1373.


Li, Y. J., LANGDON, T. G., Creep Behavior of an AZ91 Magnesium Alloy Reinforced

with Alumina Fibers, Metallurgical and Materials Transactions A 30, 1999, pp.

2059-2066.

Lindner, P., Gegenüberstellung von Warmkammer-Druckguss und Kaltkammer-

Druckguss für Magnesiumlegierungen, in Magnesium Taschenbuch, C.

Kammer (ed.), (Aluminium-Verlag, Düsseldorf, 2000), pp. 498-499.

Lohmüller, A., Scharrer, M., Jenning, R. et al.: Injection Molding of Magnesium

Alloys., in 6th International Conference on Magnesium Alloys and Their

Applications, K. U. Kainer (ed.), Wolfsburg, Wiley-VCH, 2003, pp. 738-743.

Lohmüller, A., Scharrer, M., Hilbinger, M. et al., Thixospritzgießen von Magnesium-

legierungen, Giessereiforschung 57, 1, 2005, pp. 2-9.

Lukác, P., Solid Solution hardening in Mg-Cd single crystals, Physica Status Solidi A

131, 1992, pp. 377-390.

Lukác, P., Trojanová, Z.: in Magnesium Alloys - Design, Processing and Properties,

F. Czerwinski (ed.), (InTech, 2011), pp. 1-20.

Lund, R. D., Nix, W. D., High temperature creep of Ni-20Cr-2ThO2 single crystals,

Acta Metallurgica 24, 1976, pp. 469-481.

Luo, A., Pekguleryuz, M. O., Review cast magnesium alloys for elevated temperature

applications, Journal of Materials Science 29, 1994, pp. 5259-5271.

Luo, A., Powell, B., Balogh, M., Creep and microstructure of magnesium-aluminum-

calcium based alloys, Metallurgical and Materials Transactions A 33, 3, 2002,

pp. 567-574.

Luo, A. A., Recent Magnesium alloy development for elevated temperature

applications, International Materials Review 49, 1, 2004, pp. 13-30.

Medraj, M., Parvez, M. A., Essadiqi, E., Li, J., New Phases in the Mg-Al-Sr System,

Materials Science Forum 539-543, 2007, pp. 1620-1625.

Milicka, K., J., C., Rys, P., High Temperature Creep Mechanisms in Magnesium, Acta

Metallurgica 18, 1970, pp. 1071-1082.

Miller, W. K., Creep of Die Cast AZ91 Magnesium at Room Temperature and Low

Stress, Metallurgical and Materials Transactions A 22, 1991, pp. 873-877.


Mingbo, Y., Fusheng, P., Renju, C., Jia, S., Comparison about effects of Sb, Sn and

Sr on as-cast microstructure and mechanical properties of AZ61–0.7Si

magnesium alloy, Materials Science and Engineering A 489, 1-2, 2008a, pp.

413-418.

Mingbo, Y., Fusheng, P., Renju, C., Liang, B., Effect of semi-solid isothermal heat

treatment on the microstructure of Mg–6A1–1Zn–0.7Si alloy, Journal of

Materials Processing Technology 206, 1-3, 2008b, pp. 374-381.

Mordike, B. L., Lukac, P.: Creep Behaviour of Magnesium Alloys Produced by Diffent

Techniques, in Third International Magnesium Conference, G. W. Lorimer

(ed.), Manchester, UK, The Institute of Materials, 1996, pp. 419-429.

Mordike, B. L., von Buch, F.: Stand der Technik und Entwicklungspotentiale von

Magnesium und seinen Legierungen, in DGM-Seminar: Magnesium – Eigen-

schaften, Anwendungen, Potentiale, Clausthal Zellerfeld, 29. - 31.10.1997,

1997.

Mordike, B. L., Ebert, T., Magnesium Properties — applications — potential,

Materials Science and Engineering A 302, 2001, pp. 37–45.

Moreau, G., Cornet, J. A., Calais, D., Acceleration de la diffusion chimique sous

irradiation dans le systeme Aluminium-Magnesium, Journal of Nuclear

Materials 38, 1971, pp. 197-202.

Moreno, I. P., Nandy, T. K., Jones, J. W., Allison, J. E., Pollock, T. M., Microstructural

stability and creep of rare-earth containing magnesium alloys, Scripta

Materialia 48, 8, 2003, pp. 1029-1034.

Na, Y. G., Chang, D. Y., Park, S. C., Shin, K. S., Effect of Applied Stress on

Precipitation Behavior in AZ91D Magnesium Alloy, Materials Science Forum

419-422, 2003, pp. 285-290.

Nam, K. Y., Song, D. H., Lee, C. W. et al., Modification of Mg2Si Morphology in As-

Cast Mg-Al-Si Alloys with Strontium and Antimony, Materials Science Forum

510-511, 2006, pp. 238-241.

Nandy, T. K., Wayne Jones, J., Pollock, T. M., Walukas, D. M., Decker, R. F.:

Blended Magnesium Alloys Produced by the Thixomolding® Process, in

Magnesium Technology 2002, H. I. Kaplan (ed.), Warrendale, PA, TMS (The

Minerals, Metals & Materials Society), 2002, pp. 215-220.


Nandy, T. K., Messing, R. M., Jones, J. W. et al., Microstructure and Properties of

Blended Mg-Al Alloys Fabricated by Semisolid Processing, Metallurgical and


Nie, J. F., Effects of precipitate shape and orientation on dispersion strengthening in

magnesium alloys, Scripta Materialia 48, 8, 2003, pp. 1009-1015.

Nie, J. F., Easton, M. A., Abbott, T. B., Zhu, S. M., Gibson, M. A.: On the Creep

Resistance of Magnesium Casting Alloys, in 8th International Conference

Magnesium Alloys and Their Applications, K. U. Kainer (ed.), Weimar, 26.-29.

October 2009, Wiley-VCH, 2009, pp. 68-74.

Ninomiya, R., Ojiro , T., KUBOTA, K., Improved heat resistance of Mg-Al alloys by

the Ca addition, Acta Metallurgica et Materialia 43, 2, 1995, pp. 669-674.

Nix, W. D., Ilschner, B.: Mechanism Controlling Creep of Single Phase Metals and

Alloys, in 5th International Conference on Strength of metals and alloys, P.

Haasen, V. Gerold, G. Kostorz (eds.), Aachen, West Germany, 27.-31. August

1979, Pergamon Press, 1979, pp. 1503-1530.

Northwood, D. O., Smith, I. O., The creep behaviour of high purity polycrystalline

magnesium at 0.32 to 0.51 Tm, Physica Status Solidi A 97, 2, 1986, pp. 441–

450.

Ortal Diecasting, www.ortal.co.il, 2012.

Pahutova, M., Sklenicka, V., Kucharova, K., Svoboda, M., Creep resistance of

magnesium alloys and their composites, International Journal of Materials and

Product Technology 18, 2003, pp. 116-140.

Pekguleryuz, M., Labelle, P., Argo, D., Baril, E.: Magnesium diecasting alloy AJ62x

with superior creep resistance, ductility and diecastability in Magnesium

Technology 2003, H. I. Kaplan (ed.), San Diego, TMS (The Minerals, Metals &

Materials Society), 2003a, pp. 201-206.

Pekguleryuz, M. O., Kaya, A. A., Creep Resistant Magnesium Alloys for Powertrain

Applications, Advanced Engineering Materials 5, 12, 2003b, pp. 866-878.

Pekguleryuz, M., Celikin, M., Creep resistance in magnesium alloys, International

Materials Review 55, 4, 2010, pp. 197 - 217.


Pekguleryuz, M. O., Baril, E.: Development of creep resistant Mg-Al-Sr-alloys, in

Magnesium Technology 2001, J. Hryn (ed.), New Orleans, TMS (The


Pettersen, G., Westengen, H., Hoier, R., Lohne, O., Microstructure of a pressure die

cast magnesium 4 wt.% aluminium alloy modified with rare earth additions,

Materials Science and Engineering A 207, 1996, pp. 115-120.

Pettersen, K., Bakke, P., Albright, D.: Magnesium Die Cast Alloy Design, in

Magnesium Technology 2002, H. I. Kaplan (ed.), Warrendale, PA, TMS (The


Pieper, C.: Korrosion und Oxidation von Magnesiumlegierungen, Dissertation,

Universität Dortmund, (VDI-Verlag, Dortmund, 2005).

Polmear, I. J.: in Light Alloys - Metallurgy of the Light Metals, (Arnold Verlag, 1995),

3. Auflage, pp. 196-247.

Polmear, I. J.: in ASM Speciality Handbook: Magnesium and Magnesium Alloys, M.

M. Avedesian, H. Baker (eds.), (ASM International, 1999), pp. 12-25.

Powell, B. R., Rezhets, V., Balogh, M. P., Waldo, R. A., Microstructure and creep

behavior in AE42 magnesium die-casting alloy, Journal of The Minerals,

Metals & Materials Society August, 2002, pp. 34-38.

Powell, B. R., Rezhets, V., Luo, A. A., Druckgiessteile aus einer kriechbeständigen

Magnesiumlegierung, DE60009783T2, EP 1 048743 B1, 2005.

Raynor, G. V.: The Physical metallurgy of magnesium and its alloys, (Pergamon

Press, 1959).

Reed-Hill, R. E.: Physical metallurgy principles, (D. van Nostrand Company, New

York, 1973), 2.

Regener, D.: Thermische Beanspruchung von AZ91, in 15th Magnesium Automotive

and User Seminar, Aalen, Universität Aalen, 2007.

Regev, M., Aghion, E., Rosen, A., Creep studies of AZ91D pressure die casting,

Materials Science and Engineering A 123-126, 1997, pp. 234-236.

Regev, M., Aghion, E., Rosen, A., Bamberger, M., Creep studies of coarse-grained

AZ91D magnesium castings, Materials Science and Engineering A 252, 1998,

pp. 6–16.


Roberts, C. S., Interaction of Precipitation and Creep in Mg-Al-Alloys, Journal of

Metals, February, 1956, pp. 146-148.

Rösler, J., Arzt, E., The kinetics of dislocation climb over hard particles - 2. Effects of

an attractive particle-dislocation interaction, Acta Metallurgica 36, 4, 1988, pp.

1053-1060.

Rzychoń, T., Kiełbus, A., The influence of wall thickness on the microstructure of

HPDC AE44 alloy, Archives of Materials Science and Engineering 28, 8, 2007,

pp. 471-474.

Rzychoń, T., Kiełbus, A., Cwajna, J., Mizera, J., Microstructural stability and creep

properties of die casting Mg–4Al–4RE magnesium alloy, Materials

Characterization 60, 10, 2009, pp. 1107-1113.

Sato, H., Suzuki, M., Maruyama, K., Oikawa, H., Creep Strength of Binary

Magnesium Alloys up to 0.6 Tm, Key Engineering Materials 171-174, 2000,

pp. 601-608.

Scharrer, M., Lohmüller, A., Hilbinger, R. M. et al.: Advances in Magnesium Injection

Molding (Thixomolding®), in 7th International Conference on Magnesium

Alloys and Their Applications, K. U. Kainer (ed.), Dresden, Wiley-VCH, 2006,

pp. 249-255.

Scharrer, M., Thixospritzgießen von Magnesiumlegierungen - Gefüge und mecha-

nische Eigenschaften, Dissertation, Universität Erlangen-Nürnberg (2008).

Scholz, C., Einfluss des Aluminiumgehaltes und Wärmebehandlungszustandes auf

die Kriecheigenschaften spritzgegossener Mg-Al-Legierungen, Masterarbeit,

Universität Erlangen-Nürnberg (2012).

Schultze, W., Chemisches Verhalten, Korrosion und Oberflächenschutz, in

Magnesium und seine Legierungen, A. Beck (ed.), (Springer-Verlag Berlin,

2001), 2. Auflage, pp. 272 - 312.

Schmid, S., Verarbeitbarkeit kriechbeständiger Legierungen und resultierende

Bauteileigenschaften beim Magnesiumspritzgießen, Diplomarbeit, Universität

Erlangen-Nürnberg (2010).

Sequeira, W., Dunlop, G., Gefüge, mechanische Eigenschaften und Bruchverhalten

der Druckgusslegierung AZ91D, Druckgusspraxis 5, 2004, pp. 211-220.


Sherby, O. D., Burke, P. M., Mechanical Behavior of Crystalline Solids at Elevated

Temperature, Progress in Materials Science 13, 1968, pp. 325-390.

Shewmon, P. G., Rhines, F. N., Rate of self-diffusion in polycrystalline magnesium,

Transactions of the American Institute of Mining, Metallurgical and Petroleum

Engineers 200, 1954, pp. 1021–1025.

Siedersleben, M.: in Magnesium - Eigenschaften, Anwendungen, Potentiale K. U.

Kainer (ed.), (Wiley-VCH, Weinheim, 2000), pp. 48-58.

Singer, R., Hartmann, M., Lohmüller, A., Hutmann, P., Treitler, R., DE10301363A1 -

Die casting in screw extruder plant, using combinations of pure metals and

alloys, accepts particulate feed at temperature below melting- or solidus point

of the alloy, Neue Materialien Fürth GmbH, Bayerische Motoren Werke AG,

2004.

Sklenička, V., Pahutová, M., Kuchařová, K., Svoboda, M., Langdon, T. G., Creep of

Reinforced and Unreinforced AZ91 Magnesium Alloy, Key Engineering

Materials 171-174, 2000, pp. 593-600.

Somekawa, H., Hirai, K., Watanabe, H., Takigawa, Y., Higashi, K., Dislocation creep

behavior in Mg–Al–Zn alloys, Materials Science and Engineering A 407, 1-2,

2005, pp. 53-61.

Song, D. H., Lee, C. W., Nam, K. Y. et al., Microstructural characteristics and creep

properties of Mg-5Al-2Si alloys modified with Sn and Sr, Materials Science

Forum 539-543, 2007, pp. 1784-1789.

Spigarelli, S., Regev, M., Evangelista, E., Rosen, A., Review of creep behaviour of

AZ91 magnesium alloy produced by different technologies, Materials Science

and Technology 17, 2001, pp. 627-638.

Spigarelli, S., Constitutive equations in creep of Mg–Al alloys, Materials Science and

Engineering A 492, 1-2, 2008, pp. 153-160.

Spigarelli, S., Constitutive Equations in Creep of the AE44 Magnesium Alloy,

Materials Science Forum 604-605, 2009, pp. 357-365.

Srinivasan, A., Swaminathan, J., Gunjan, M. K., Pillai, U. T. S., Pai, B. C., Effect of

intermetallic phases on the creep behavior of AZ91 magnesium alloy,

Materials Science and Engineering A 527, 6, 2010, pp. 1395-1403.


Tegart, W. J. M., Activation energies for high temperature creep of polycrystalline

magnesium, Acta Metallurgica 9, 1961, pp. 614-617.

Terada, Y., Ishimatsu, N., Sota, R., Sato, T., Ohori, K., Creep Characteristics of Ca-

Added Die-Cast AM50 Magnesium Alloys, Materials Science Forum 419-422,

2003, pp. 459-464.

Terada, Y., Itoh, D., Sato, T., Dislocation analysis of die-cast Mg–Al–Ca alloy after

creep deformation, Materials Science and Engineering A 523, 1-2, 2009, pp.

214-219.

Somekawa, H., Singh, A., Osawa, Y., Mukai, T., EP2295613A1 – Mg-base Alloy,

National Institute for Materials Science, 2009.

Uchida, H., Shinya, T. J., Estimation of creep deformation behavior in Mg-Al alloys,

Journal of the Japan Institute of Light Metals 45, 10, 1995, pp. 572-577.

Underwood, E. E.: Quantitative Stereology, (Addison-Wesley Publishing Company,

Inc., Reading, MA, 1970).

Unsworth, W., The Role of Rare Earth Elements in the Development of Magnesium

Base Alloys, International Journal of Materials and Product Technology 4,

1989, pp. 359-378.

Vagarali, S. S., Langdon, T. G., Deformation Mechanisms in H.C.P. metals at

elevated temperatures - I. Creep behaviour of Magnesium, Acta Metallurgica

29, 1981, pp. 1969-1982.

Vagarali, S. S., Langdon, T. G., Deformation Mechanisms in H.C.P. metals at

elevated temperatures - II. creep behavior of a Mg-0.8%Al solid solution alloy,

Acta Metallurgica 30, 1982, pp. 1157-1170.

Vogel, M., Mikrostruktur und Kriechverhalten von Magnesium-Druckgusslegierungen

im System Mg-Zn-Al-Ca, Dissertation, Universität Stuttgart (2002).

von Buch, F., Hochtemperatureigenschaften von Magnesium und Magnesium-

legierungen, in Magnesium Taschenbuch, C. Kammer (ed.), (Aluminium-

Verlag, Düsseldorf, 2000), pp. 236-256.

von Buch, F., Schumann, S., Friedrich, H. et al., New die-casting alloy MRI153 for

power-train applications, Magnesium Industry September, 8, 2002, pp. 34-42.

Wei, L. Y., Dunlop, G. L., The solidification behaviour of Mg-Al-rare earth alloys,

Journal of Alloys and Compounds 232, 1996, pp. 264-268.


Yang, Z., Li, J. P., Zhang, J. X., Lorimer, G. W., Robson, J. A. M. S. E. L., Review on

research and development of magnesium alloys, Acta Metallurgica Sinica

(English Letters) 21, 5, 2008, pp. 313-328.

Yoo, M. S., Shin, K. S., Kim, N. J., Effect of Mg2Si Particles on the Elevated

Temperature Tensile Properties of Squeeze-Cast Mg-Al Alloys, Metallurgical

and Materials Transactions A 35, 2004, pp. 1629-1632.

Zhang, J., Liu, K., Fang, D. et al., Microstructure, tensile properties, and creep

behavior of high-pressure die-cast Mg–4Al–4RE–0.4Mn (RE = La, Ce) alloys,

Journal of Materials Science 44, 8, 2009, pp. 2046-2054.

Zhang, J., Leng, Z., Liu, S. et al., Structure stability and mechanical properties of

Mg–Al-based alloy modified with Y-rich and Ce-rich misch metals, Journal of

Alloys and Compounds 509, 20, 2011, pp. L187-L193.

Zhang, P., Correlation of the Microstructure and Creep Behavior of Die-cast Mg-Al-

base Alloys, Dissertation, Universität Erlangen-Nürnberg (2001).

Zhang, P., Creep behavior of the die-cast Mg–Al alloy AS21, Scripta Materialia 52, 4,

2005, pp. 277-282.

Zhao, P., Wang, Q. D., Zhai, C. Q., Ding, W. J., Tensile and Compressive Creep

Behavior of Coarse-Grained Mg-Al-Sr Castings, Materials Science Forum 546-

549, 2007, pp. 171-174.

Danksagung 135

Danksagung

Die vorliegende Dissertation wäre nicht zustande gekommen ohne die Mithilfe

zahlreicher Kollegen, Freunde und Bekannter, die, jeder auf seine Weise, zum

Gelingen der Arbeit beigetragen haben. All denen gilt mein aufrichtiger Dank:

Herrn Prof. Dr.-Ing. Robert F. Singer für die Möglichkeit zur Promotion, die

Betreuung der Arbeit und für die Übernahme des Hauptreferates.

Herrn Prof. Dr. Peter J. Uggowitzer danke ich für die Übernahme des Zweitgut-

achtens, sowie Frau Prof. Dr.-Ing. Julia Mergheim für ihre Unterstützung als

fachfremde Prüferin und Herrn Prof. Dr. rer. nat. Mathias Göken für die Über-

nahme des Prüfungsvorsitzes.

Vielen Dank auch an Herrn Dr.-Ing. Andreas Lohmüller für die Betreuung bei der

Neue Materialien Fürth GmbH, die zahlreichen fachlichen Diskussionen und

Wegweiser sowie die Durchsicht des Manuskripts.

All meinen aktuellen und ehemaligen Kollegen bei der Neue Materialien Fürth

GmbH für das gute Arbeitsklima. Insbesondere dem technischen Personal für die

Unterstützung bei der Herstellung der Proben an der Maschine, in der Werkstatt

und in der Metallographie. Frau Monika Fuchs danke ich für die Hilfe bei

organisatorischen und verwaltungstechnischen Fragestellungen, aber besonders

auch für die vielen gemeinsamen morgendlichen Läufe.

Meinen Diplom-, Studien-, Master- und Bachelorarbeitern, sowie allen HiWi’s und

WiHi’s, die mich bei der Durchführung der experimentellen Arbeiten unterstützt

haben.

Meinen Kollegen am WTM und ZMP für den stets hilfsbereiten und kollegialen

Umgang.

All meinen Freunden, die mir durch zahlreiche gesellschaftliche und sportliche

Aktivitäten den nötigen Ausgleich verschafft haben.

Ein besonderer Dank gilt meiner Familie speziell den zwei Menschen, die mir das

Studium überhaupt ermöglicht haben und mich in jeder Lebenslage unterstützen:

meinen Eltern.

Nicht zuletzt danke ich meinem Freund, der sämtliche Höhen und Tiefen

während der Promotion miterleben und ertragen durfte bzw. musste und mich

immer zu motivieren wusste.

Die geringen Warmfestigkeiten von Mg-Al-Legierungen begrenzen deren Anwendung auf weniger thermisch beanspruchte Bauteile, weshalb die Entwicklung neuer kriechbeständiger Legierungen im Fokus steht. In der vorliegenden Dissertation wird das Kriechver-halten von Mg-Al- und Mg-Al-Sr-Legierungen, hergestellt durch Spritzgießen, näher untersucht und der Zusammenhang mit der Mikrostruktur erarbeitet. Der Einfluss der Zusammensetzung auf Menge, Art, Morphologie und Kontiguität der intermetallischen Phasen wird ermittelt. Dabei wird zum einen der Effekt der Misch-kristallhärtung und die Hinderniswirkung von intermetallischen Pha-sen diskutiert und zum anderen auf einen möglichen Lastübertrag bei ausreichender Vernetzung einer Phase im Gefüge eingegangen.

FAU

UN

IVE

RS

ITY

PR

ES

S 2

013

mikrostruktur und warmfestigkeit von mg-al- und mg-al-sr ... · es wurden einige varianten von...

Documents