Metallkunde: Band 1 Aufbau der Metalle und Legierungen 9783110839586, 9783110057386

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Metallkunde von

Heinz Borchers I Aufbau der Metalle und Legierungen

Achte, verbesserte Auflage Mit 2 Tabellen und 90 Abbildungen

w DE

G 1975

Walter de Gruyter • Berlin • New York

SAMMLUNG GOSCHEN 7432

e m . o . Prof. D r . - I n g . habil. Heinz Borchers v o r m a l s D i r e k t o r des Instituts für M e t a l l u r g i e und M e t a l l k u n d e der Technischen Universität M ü n c h e n

Die G e s a m t d a r s t e l l u n g u m f a ß t folgende B ä n d e : B a n d I:

A u f b a u der M e t a l l e u n d Legierungen (Slg. G ö s c h e n Bd. 7 4 3 2 )

B a n d II:

Eigenschaften,

Grundzüge

der

Form-

und

Zu-

standsgebung (Slg. G ö s c h e n B d . 4 3 3 / 4 3 3 a) B a n d III:

Ausgewählte Untersuchungsmethoden (Slg. G ö s c h e n B d . 6 4 3 4 )

© Copyright 1974 by Walter de Gruyter Sc Co., vormals G. J . Göschen'sche Verlagshandlung, J . Guttentag, Verlagsbuchhandlung, Georg Reimer, Karl J . Trübner, Veit Sc Comp., 1 Berlin 30 - Alle Rechte, insbesondere das Recht der Vervielfältigung und Verbreitung sowie der Ubersetzung, vorbehalten. Kein Teil des Werkes darf in irgendeiner Form (durch Fotokopie, Mikrofilm oder ein anderes Verfahren) ohne schriftliche Genehmigung des Verlages reproduziert oder unter Verwendung elektronischer Systeme verarbeitet, vervielfältigt oder verbreitet werden - Printed in Germany - Satz und Druck: Saladruck, 1 Berlin 36 - Buchbinder: Wübben Sc Co., 1 Berlin 42 ISBN 3 11 0 0 5 7 3 8 7

Inhalt 1. Aufgaben der M e t a l l k u n d e 2. Begriff und Bedeutung des Metalls 3. Aufbaustufen des Metalls

4 5 11

4. Einstoffsysteme

21

5. Zweistoffsysteme

25

5.1 Im gasförmigen Z u s t a n d

25

5.2 Im flüssigen Z u s t a n d 5.21 Vollkommene Unlöslichkeit 5.22 Vollkommene Löslichkeit 5.23 Teilweise Löslichkeit

26 26 30 31

5.3 Im festen Z u s t a n d 5.31 Vollkommene Löslichkeit 5.32 Vollkommene Unlöslichkeit 5.33 Teilweise Löslichkeit 5.34 Änderung im festen Z u s t a n d 5.341 Ausscheidung 5.342 Aufspaltung 5.343 U m w a n d l u n g

34 34 42 53 61 62 63 64

5.4 Schematische Übersicht über die Kapitel 5.2 u n d 5.3 .

66

5.5 Ausgewählte, technisch wichtige Zweistoffsysteme . . . 5.51 System Fe-C .' 5.52 System C u - Z n 5.53 Dem Cu-Zn-System ähnliche 5.54 Leichtmetallsysteme und ähnliche 5.55 Nichtmetallische Zweistoffsysteme

70 70 84 90 91 93

5.6 Übergang vom flüssigen in den gasförmigen Zustand .

97

6. Dreistoffsysteme

98

7. Vielstoffsysteme

110

8. Phasenregel

110

9. Literatur

114

10. N a m e n - u n d Sachverzeichnis

117

1. Aufgaben der Metallkunde Die Metallkunde behandelt den Aufbau, die Eigenschaften, die Vorgänge bei Form- und Zustandsänderung bzw. Form- und Zustandsgebung sowie die Untersuchung der Metalle und der Legierungen von Metallen miteinander oder mit Nichtmetallen und die Entwicklung neuer metallischer Werkstoffe. Unter Form- und Zustandsgebung verstehen wir Schmelzen, Gießen, Erstarrungslenkung, Spritzen, Sintern, elektrolytisches Niederschlagen, Abscheiden aus der Gasphase, Legieren, bildsame (plastische, spanlose) Verformung, (spanabhebende) Werkstoffabtragung, Verbindearbeiten, Trennarbeiten, Wärmebehandlung und Oberflächenbehandlung auch unter zusätzlicher chemischer Einwirkung. Die Metallkunde dient, wie andere wissenschaftliche Disziplinen, der Erarbeitung von Erkenntnissen. Hierbei hat sie aber auf Schritt und Tritt Berührung mit Fragen der Technik, da sie deren wichtigsten Werkstoff behandelt und dadurch zugleich eine ihrer wertvollsten Dienerinnen geworden ist. Wichtigste Voraussetzung zur Beherrschung und sinnvollsten Anwendung der Metallkunde sind gutes chemisches, physikalisches, physikochemisches und das dazugehörende mathematische Grundwissen sowie die Kenntnis der Forderungen der Technik. Ein gewisses Verständnis für die Metallkunde kann aber auch schon, wenn die genannten Voraussetzungen nicht voll vorhanden sind, gewonnen werden und wertvolle technische Dienste leisten. Die vorliegenden Bände sollen eine wissenschaftlich exakte, aber möglichst leicht verständliche Einführung bringen. Sie sollen mit dem geringsten Maß an Voraussetzungen ein schnelles Eindringen in das Gebiet der Metallkunde mit praktischer Blickrichtung ermöglichen. Neben der Einführung soll auch ein ausreichender Überblick über die aus den Grundlagen abzu-

Begriff und Bedeutung des Metalls

5

leitenden technischen Maßnahmen unter Verarbeitung eines großen Stoffes auf engem Raum gegeben werden. Die lebhafte Zustimmung in fast allen ausländischen und inländischen Kritiken läßt erkennen, daß der richtige Weg beschritten zu sein scheint. In der vorliegenden Auflage wurden gegebene Anregungen verarbeitet. Nicht berücksichtigt wurden Wünsche nach Erweiterungen, die ausführlichen Lehrbüchern und umfangreichen Nachschlagewerken vorbehalten bleiben müssen. 2. Begriff und Bedeutung des Metalls Der Begriff des Metalls wird durch mehrere Eigenschaften umrissen, von denen nicht jede allein kennzeichnend ist, wie nachstehende Übersicht in Tabelle 1 zeigt. Die Grenze zwischen Metallen und Nichtmetallen kann je nach der Gruppe der Eigenschaften, der man die größte Bedeutung beimißt, mit mehr oder weniger Berechtigung gezogen werden. So wird der Wasserstoff oft zu den Metallen gerechnet. Elemente wie Zinn kann man wegen ausgesprochen metallischer Zustandsformen 1 zu den Metallen zählen, in anderen Zustandsformen sind sie Nichtmetalle. Das entscheidende Merkmal für ein Metall ist die in Tabelle 1 gekennzeichnete metallische Bindung. Zu den auffälligsten und technisch besonders wichtigen Eigenschaften gehören die plastische (bildsame) Verformbarkeit und die elektrische Leitfähigkeit durch Elektronen. Was unter der bildsamen Verformbarkeit genauer zu verstehen ist, werden wir in Kapitel 3.7 in Band II noch erfahren. Es sei vorweg erwähnt, daß diese über die elastische Formänderungsmöglichkeit im festen Zustand hinausgehende Eigenschaft maßgebend für die weitgehende Verformbarkeit durch Schmieden, Pressen, Walzen, Ziehen und für das günstige Verhalten bei mechanischer Beanspruchung ist. Ein Gefühl für diese Eigenschaft wird durch den Hinweis gegeben, daß sie allen anderen Werkstoffen wie Holz, Stein, Glas, Gummi und Kunststoffen in gleicher Art fehlt. 1

Manche Elemente können im festen Zustand in verschiedenen Zustandsformen (Modifikationen) auftreten.

6

Begriff und Bedeutung des Metalls

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U 2 2 U -O

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2 2 -O u •5-S .5 « ^ kl c A und 40 Gew.-°/o B

32

Zweistoffsysteme

betrachten, eine Schicht von A mit 9 Gew.-°/o B sowie eine Schichte von B mit 14 Gew.-0/» A aus. (Wie das Mengenverhältnis der beiden Schichten bestimmt werden kann, wird sogleich besprochen.) Sind im Tiegel 95 Gew.-°/o A und 5 Gew.-°/o B bei 700 °C vorhanden, so tritt nur eine Schicht auf, da ja bei dieser Temperatur eine Löslichkeit von 9 Gew.-°/o B in A festgestellt wurde. Erst wenn z. B. neben 90 Gew.-0/» A 10 Gew.-°/o B eingegeben werden, so haben wir eine große Schicht von 9 Gew.-°/o B in A und eine sehr kleine Schicht von ß mit 14 Gew.-0/« A. 1000 •c 800

Siedekurve 1 Schm./"/N

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2 Schmelzen 418 "C VI90C 99, O O © @ O @ @ O o o @ @ © o o @ o @ @ O (VO o @ o O @ 0 @ o ® ®

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Abb. 16.

Schematische Darstellung des Einbaues eines zweiten Elementes im Gitter bei Mischkristallbildung a) Sogenannter Substitions-Mischkristall. Das zweite Element nimmt willkürlich in ungeordneter Weise Plätze an Stelle des anderen Elementes ein. b) Geordneter Einbau (Uberstruktur) des zweiten Elementes an bestimmten Plätzen bei Mischkristallen (ziemlich selten) und bei Verbindungen, c) Sogenannter Einlagerungs-Mischkristall. Das zweite Element lagert sich, wenn sein Atomdurchmesser klein ist, zwischen den anderen Atomen ein. d) Intermediäre Kristallart (intermetallischer Phase)

Haltepunkt

Zeit

Knickpunkt

Zeit

Abb. 17 a. Erstarrung z. B. eines Elementes oder einer Verbindung bei gleichbleibender Temperatur Abb. 17 b. Erstarrung z. B. eines Mischkristalls in einem Temperaturintervall

36

Zweistoffsysteme

Bei dem Übergang vom flüssigen in den festen Zustand und umgekehrt zeigt ein solcher Mischkristall eine Eigenheit gegenüber dem reinen Stoff. Er erstarrt nicht bei gleichbleibender Temperatur, sondern innerhalb eines Temperaturintervalls. Es gibt eine obere Temperatur, bei der die Erstarrung einsetzt, und eine untere, bei der sie beendet ist. Vergleicht man eine Abkühlungskurve eines Mischkristalles (Abb. 17 b) mit der eines reinen Stoffes (Abb. 17 a), so sieht man, daß kein Haltepunkt bei gleichbleibender Temperatur bemerkbar wird, sondern eine von zwei bei verschiedenen Temperaturen liegenden Knickpunkten begrenzte Verzögerung. Die Schmelzwärme wird nicht bei gleichbleibender Temperatur frei, sondern in einem Temperaturintervall. Untersuchen wir nun ein Zweistoffsystem mit vollkommener Löslichkeit im flüssigen und festen Zustand durch Aufnahme der Temperatur-Zeitkurven und verbinden alle Punkte des Beginns der Erstarrung und des Endes der Erstarrung, so erhalten wir ein Schaubild (Abb. 18), das uns schnell darüber unterrichtet, oberhalb welcher Temperaturen alles flüssig, unterhalb welcher Temperaturen alles fest und in welchem Temperaturgebiet sich der Ubergang von flüssig in fest vollzieht. In diesem Temperaturgebiet sind Schmelze und Kristalle nebeneinander vorzufinden, und zwar, wie wir noch sehen werden, in ganz bestimmter Abhängigkeit voneinander bezüglich ihres Mengenverhältnisses und ihrer Konzentration. Die obere Kurve, die den Beginn der Erstarrung anzeigt, wird Liquiduslinie, die untere, die das Ende der Erstarrung angibt, wird Soliduslinie genannt. Da bei jeder Legierung dieses Diagramms im festen Zustand immer nur eine Kristallart, nämlich Mischkristalle auftreten, spricht man davon, daß eine ununterbrochene Reihe von Mischkristallen vorliegt. Verfolgen wir nun genauer, was sich bei der Erstarrung einer willkürlich herausgegriffenen Legierung, deren Zusammensetzung senkrecht unter EP abzulesen ist, abspielt, so gilt sinngemäß das gleiche für alle anders zusammengesetzten Legierungen dieses Diagramms, natürlich mit Ausnahme der reinen Komponenten A und ß.

Im festen Zustand

37

Bis zum Erreichen des Punktes E auf der Linie des Beginns der Erstarrung CED ist alles flüssig. Die Schmelze hat die Zusammensetzung, die senkrecht unter £ auf der Abszisse abzulesen ist, und die hier kurz Konzentration E genannt wird. Aus dieser Schmelze beginnen sich jetzt Kristalle von der Konzentration F, nicht E, abzuscheiden, die also viel reicher an der Komponente A sind als die Schmelze. Der Punkt F entspricht dem Punkt auf der Linie des Endes der Erstarrung, der die

Konzentration Abb. 18. Vollkommene Löslichkeit im festen und flüssigen Zustand

gleiche Temperaturlage (iE) aufweist wie E. Er ist durch eine Senkrechte von E zur Temperaturachse zu erhalten. Wenn sich nun aus der Schmelze A-reiche Mischkristalle ausgeschieden haben, so muß sie an A verarmen. Sie wird sich mit fallender Temperatur bezüglich ihrer Konzentration auf der Linie des Beginns der Erstarrung abwärts beispielsweise der Konzentration des Punktes H nähern. Bei dieser Temperatur iH sind Mischkristalle der Konzentration K ausgeschieden. Würde man Proben von Schmelze und Kristallen bei dieser Temperatur nehmen, so würden sich analytisch für die Schmelze die Konzentration H und für die Kristalle die Konzentration K er-

38

Zweistoffsysteme

geben. Wir können also bei jeder Temperatur während des Erstarrungsvorganges aus dem Erstarrungsschaubild genau ermitteln, welche Zusammensetzung die Kristalle und welche die Schmelze aufweist. Aber nicht nur hierüber gibt das Schaubild Auskunft, sondern auch über das genaue Mengenverhältnis. Allgemein wird das Verhältnis von Mischkristall zu Schmelzmenge WMkr: wsm einer Legierung mit einer beliebigen Konzentration cb der Komponente B bei konstanter Temperatur durch die Gleichung WMrk (CB — x) + WSm (CB + y) =

(»«Sm + WMkr) ' CB

beschrieben, aus der unmittelbar die Hebelbeziehung oder das Gesetz der abgewandten Hebelarme folgt: WMkr • * = tnsm ' V In obigen Gleichungen kennzeichnen die Strecken x und y den dem Mischkristallgebiet bzw. dem Bereich der Schmelze zugewandten Arm des Hebels. Würden wir bei der Temperatur fH das Mengenverhältnis von festen Mischkristallen zu flüssiger Schmelze bestimmen, so würden wir ein Verhältnis bekommen, das dem des Verhältnisses der Abschnitte g und / auf der Linie HIK entspricht, und zwar können wir sagen, daß der kurze Abschnitt g der Menge der Kristalle und der lange / der Schmelzmenge zuzuordnen ist. Sinngemäß gilt das gleiche für eine Temperatur kurz vor der Linie des Endes der Erstarrung, wo der kurze Abschnitt h dem des nun geringen Restes an Schmelze entspricht. - Gehen wir zur Betrachtung der Verhältnisse bei der Temperatur fH zurück, so können wir folgende zusammenfassende Aussagen machen: Menge der ausgeschiedenen Kristalle: Menge der restlichen Schmelze = g : /; Konzentration der Mischkristalle senkrecht unter K abzulesen; Konzentration der Schmelze senkrecht unter H abzulesen. Bei der tieferen Temperatur iL ist die Menge der Schmelze sehr gering im Vergleich zu der der Mischkristalle geworden, die nun mit der Schmelze im Gleichgewicht sind und die Konzentration N angenommen haben. Wir betrachten hier zunächst

Im festen Zustand

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nur den Fall, daß sich diese Gleichgewichte auch wirklich einstellen konnten und daß sich die zunächst ausgeschiedenen A-reicheren Mischkristalle durch Diffusion ausgleichen konnten, daß also nun nur Mischkristalle der Konzentration N vorhanden sind. Was geschieht, wenn dieser Ausgleich nicht stattfindet, werden wir später besprechen. Gehen wir nun zur Temperatur ip, so finden wir, daß die Schmelze sich dem Punkt O in ihrer Zusammensetzung genähert hatte, daß sie aber bei Erreichen des Punktes O aufhört zu bestehen; der ihrer Menge entsprechende Abschnitt links von EP ist in der Höhe OP gleich Null geworden. Es sind jetzt nur noch Mischkristalle vorhanden. Diese Mischkristalle weisen die Konzentration P oder, was dasselbe ist, die Konzentration E der ursprünglichen Schmelze auf. Wenn sich diese Verhältnisse bei genügend langsamer Abkühlung einstellen konnten, dann ist es so, als wäre in dem Erstarrungsintervall nichts Besonderes vorgegangen. Da im Erstarrungsintervall laufend durch Kristallisation Wärme frei wurde, ist die Verzögerung auf der Abkühlungskurve zwischen E und P entstanden und somit der Verlauf der Abkühlungskurve in Abb. 17 b erklärlich geworden. Geht nun die Abkühlung rascher vor sich, so können die zunächst sich ausscheidenden, an der höher schmelzenden Komponente A reicheren Mischkristalle sich nicht mit den sich später ausscheidenden A-ärmeren Mischkristallen ausgleichen. Wir erhalten dann inhomogene, sogenannte Zonen- oder Schichtkristalle, wie sie Abb. 19 a 1 zeigt. Wenn kein genügender Ausgleich stattfindet, kann die Restschmelze auch noch unter O verarmen, und es können zuletzt Kristalle mit einer unter P liegenden Konzentration entstehen. Falls die inhomogenen Zonenkristalle aufgetreten sind, so ist es allerdings möglich, sie durch genügendes Glühen unterhalb der Linie des Endes der Erstarrung, also im festen Zustand, durch Diffusionsvorgänge auszugleichen und zu homogenen Misch1

Es liegt eine Kupfer-Zink-Legierung (Messing) mit 67 Gew.-°/o Cu im gegossenen Zustand vor.

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Zweistoffsysteme

kristallen mit scharfen Korngrenzen zu kommen, wie sie in Abb. 19 b zu sehen sind. Da sich die inhomogenen Mischkristalle anders verhalten als die homogenen, ist man in der Lage, jedes Material, das ein Erstarrungsintervall aufweist, allein auf Grund dieses Umstandes in verschiedenartigen Zuständen zu erhalten. Hiervon macht man technisch vielfach Gebrauch, wie wir in Bd. II sehen

Abb. 19 a. Inhomogene Zonen- oder Schichtkristalle Abb. 19 b. Durch Glühen homogenisiert Geätzt, V = etwa lOOfach

werden. Wir wollen uns hier aber noch damit befassen, wie man sich aus der Neigung und Breite des Intervalls über die Größe der möglichen Inhomogenitäten (auch Kristallseigerungen genannt) unterrichten kann. Ein Blick auf Abb. 20 genügt bereits, um darzutun, daß die möglichen Konzentrationsunterschiede um so größer sind, je breiter (Abb. 20 a) und je weniger geneigt (Abb. 20 c) das Erstarrungsintervall verläuft. Bei sehr schmalen und geneigten Erstarrungsintervallen (Abb. 20 b) treten die Inhomogenitäten also kaum auf und könnten auch nur ein ganz geringes M a ß annehmen.

41

Im festen Zustand

5.312 Die Erstarrungsintervalle brauchen nicht immer so zu verlaufen wie die bisher gezeigten. Sie können Minima oder Maxima aufweisen, in denen sich die Kurven des Beginns und Endes der Erstarrung berühren. Derartige Kurven sind in Abb. 21 a und b gezeigt. Praktische Beispiele dafür, daß zwei metallische Komponenten so erstarren, wie es Abb. 21 a zeigt, gibt es viele. Die Existenz von Diagrammen nach Abb. 21 b mit einem Maximum ist hingegen fraglich.

Abb. 20. Breite und Neigung des Erstarrungsintervalls im Konzentrations-Temperatur-Schaubild sind maßgebend für mögliche Konzentrationsunterschiede bei der Erstarrung bei Mischkristallreihen

Konzentration a)

Minimum

Konzentration

und Abb. 21

b) M a x i m u m

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Zweistoffsysteme 5.32 Vollkommene Unlöslichkeit im festen Zustand

5.321 Es kann vollkommene Löslichkeit im flüssigen Zustand vorliegen, aber bei der Erstarrung eine völlige Entmischung, also eine vollkommene Unlöslichkeit im festen Zustand auftreten. Eine vollkommene Unlöslichkeit im festen Zustand bedeutet, daß nun keine Mischkristalle entstehen, sondern nebeneinander die Kristalle beider Komponenten. Da diese Entmischung während der Erstarrung auftritt, sieht man nicht wie bei vollkommener Unlöslichkeit im flüssigen Zustand zwei nach spezifischen Gewichten abgesetzte Schichten, sondern ein scheinbar einheitliches Materialstück, das aber an allen Stellen bei mikroskopischer Untersuchung die zwei verschiedenen Kristallarten nebeneinander erkennen läßt.

Abb. 22. Vollkommene Löslichkeit im flüssigen, vollkommene Unlöslichkeit im festen Zustand Bei allen derartigen Legierungen tritt nun die Eigenart auf, daß infolge Hinzutretens der einen Komponente zu der anderen ihre Schmelzpunkte gesenkt werden. Wenn man (siehe Abb. 22) die sich von beiden Seiten senkenden Schmelzpunktskurven

Im festen Zustand

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verfolgt, so schneiden sie sich zwangsläufig bei einer niedrigsten Temperatur. Man spricht hier wegen des relativ niedrigsten Schmelzpunktes der Legierung von einem eutektischen („gut fließend") Punkt oder Eutektikum. Während sich auf Abkühlungskurven die Linien der beginnenden Erstarrung als Knicke ausprägen, erstarrt bei dieser niedrigsten Temperatur die Schmelze bei gleichbleibender Temperatur, also mit einem Haltepunkt wie ein reiner Stoff, aber zu einem sehr feinen Gemenge von den zwei ineinander im festen Zustand nicht löslichen Kristallarten. Das Temperatur-Konzentrations-Schaubild Abb. 22 zeigt uns einen derartigen Punkt und daneben den Haltepunkt auf der entsprechenden Temperaturzeit-Kurve. Wenden wir gleich für diesen Fall unsere Hebelbeziehung einmal für den festen Zustand an, so können wir experimentell nachweisen, daß das Mengenverhältnis der beiden Kristallarten (diesmal nicht von Schmelze und einer Kristallart, sondern von zwei Kristallarten ohne Schmelze) sich wieder verhält wie die sich um den Hebelpunkt bildenden Abschnitte und daß die Konzentration immer nur durch die Berührung mit den Senkrechten über A und B angezeigt wird, daß also reines A und reines B nebeneinander auftreten. Die Aussagen für jede Temperatur unter dem eutektischen Punkt lauten demnach: Menge der Kristalle A : Menge der Kristalle B = EG : FE, Konzentration der Kristalle A = 100 Gew.-°/o A = reines A, Konzentration der Kristalle B = 100 Gew.- 0 /» B = reines B. Auf die Erstarrung von reinem A und reinem B brauchen wir nicht mehr einzugehen, hier gilt das unter Einstoffsystemen Besprochene. Was sich zwischen A und B rechts und links des Eutektikums abspielt, können wir durch Betrachtung der Erstarrungsvorgänge einer willkürlich herausgegriffenen Legierung grundsätzlich für die beiden Gebiete zugleich besprechen. Läßt man die Legierung M (oder N) langsam abkühlen, so erreicht sie im Punkt M (N) die Linie des Beginns der Erstarrung, deren Temperatur sich aus nebenstehenden Abkühlungskurven als Knickpunkte ergeben. Bei dieser Temperatur scheidet sich ein Teil der reinen Komponente A (B), den die Schmelze nicht mehr bei dieser Konzentration und Temperatur in Lösung zu halten vermag, aus. Durch Abscheidung eines

44

Zweistoffsysteme

Teiles von A (B) in Form fester Kristalle verarmt die Schmelze an A (B), sie erreicht nach einer gewissen Ausscheidung, während der die Temperatur, wie aus den Abkühlungskurven ersichtlich, infolge Abgabe von Kristallisationswärme von A (B) verlangsamt bis O (P) fällt, den Punkt R (S). Wenden wir hier unsere Hebelbeziehung an, so können wir in Übereinstimmung mit den tatsächlich auftretenden Verhältnissen ermitteln, daß Menge Schmelze : Menge Kristalle = Q O : OR (= PT : SP), Konzentration der Kristalle = 100 G e w . - % A (B) = reines A (B), Konzentration der Schmelze = R Gew.-°/o ß (S Gew.-°/o ß). Die Ausscheidung einer Kristallart geht nun weiter, bis die Schmelze an ihr so verarmt, daß sie sich dem eutektischen Punkt E nähert. Hier erstarrt sie um die zunächst (primär) ausgeschiedenen Kristalle A (ß) als feines Gemenge von A + B bei einer eine gewisse Zeit (je nach Menge des Eutektikums) gleichbleibenden Temperatur. Unter der eutektischen Horizontalen gilt für die Hebelbeziehung: Menge der zuerst ausgeschiedenen festen Kristalle: festem Eutektikum = UE : FU (= EV : VG), Konzentration der Kristalle A = 100 Gew.-°/o A (B = 100 Gew.-°/o ß), Konzentration des Eutektikums = e Gew.-%> B, (kein Mischkristall aus A und B, sondern nebeneinanderliegende feinverteilte Kriställchen von reinem A und reinem B in dem früher bereits besprochenen Verhältnis A: B = EG : FE). Diese Beziehungen helfen uns auszusagen, wie die Gefüge der Legierungen im festen Zustand aussehen werden. Man kann von dem Hebelarmverhältnis auf das Verhältnis der anteiligen Flächen im Schliffbild schließen oder umgekehrt vom Flächenverhältnis im Schliffbild auf die Konzentration der Legierung. Es müssen dann aber statt der Mengen m die Volumina V (abschätzbar aus den Flächen) zur Berechnung herangezogen werden. Da V = m/g, müssen die Mengen und Hebelarme durch die Dichten Q der zugehörigen Gefügebestandteile dividiert werden. Das sollte bei größeren Dichteunterschieden beachtet werden. Das Gefüge bei 100 Gew.-°/o A entspricht dem eines reinen Stoffes (siehe Abb. 23 a).

Im festen Zustand

45

Das Gefüge bei 100 Gew.-°/o B entspricht dem eines reinen Stoffes, der sich nur in der Korngröße und dem Ätzverhalten etwas von A unterscheiden wird. Das Gefüge des Eutektikums hier bei etwa 70 Gew.-°/o B ist ein feines Gemenge der beiden nebeneinanderliegenden reinen Kristallarten A und B (siehe Abb. 23 e, Annahme £>A ~ £>B).

a) 0 Gew.-°/o B, reines A b) 7 Gew.-°/o B, wenig E neben A c) 20 Gew.-°/o B, mehr E neben A d) 65 Gew.-%> B, viel E neben A e) Eutektikum E, 70 Gew.-°/o B f) 80 Gew.-°/o B, B neben E Abb. 23 a - f . Schema der Gefügebilder zu Abb. 2 2 a

Das Gefüge bei 5 Gew.-0/» B enthält entsprechend dem Abschnitt HE viel primär ausgeschiedenes A und entsprechend dem Abschnitt FH wenig Eutektikum aus A und B. Das Gefüge bei 50 Gew.-°/o A enthält eine dem Abschnitt UE entsprechende Menge primäres A und eine dem Abschnitt FU entsprechende Menge Eutektikum aus A und B. Das Gefüge bei 65 Gew.-°/o B würde noch weniger primär ausgeschiedenes A entsprechend IE und viel Eutektikum aus A und B entsprechend FI enthalten. Die Gefüge rechts des Eutektikums sind ähnlich aufgebaut, nur mit dem Unterschied, daß bei ihnen primär B und nicht A ausgeschieden ist.

46

Zweistoffsysteme

Das Gefüge bei 90 Gew.-°/o B würde demnach primär ausgeschiedenes B in einem Mengenverhältnis zum Eutektikum, das dem Längenverhältnis der Abschnitte EV: VG entspricht, zeigen. Umgekehrt können wir beispielsweise aus der Abb. 23 b gleich entnehmen, daß es nahe bei A und weiter ab von £ liegt. Wir können sogar durch Ausplanimetrieren der Flächenanteile die genaue Konzentrationslage ermitteln. Statt des Ausplanimetrierens, das eine Planimetriereinrichtung voraussetzt, kann man auch die Flächen von A und Eutektikum ausschneiden und ihre Gewichte durch Wägen ermitteln und ins Verhältnis setzen, da ja ein Papierabzug überall gleiche Dicke aufweist. Diese Messungen oder auch nur eine einfache Abschätzung der Flächenanteile spielt praktisch eine sehr bedeutende Rolle in der Beurteilung von Metallsorten. M a n kann aus dem Schliffbild eine Angabe über die chemische Zusammensetzung machen, die so genau und dabei so einfach ist, d a ß sie beispielsweise in der Industrie als Ermittlungsmethode des Sauerstoffgehaltes im Kupfer zwecks laufender Betriebsüberwachung angewandt wird. Siehe auch 5.51 System Fe-C. Das Kupfer löst im flüssigen Zustand Cu a O, das bei der Erstarrung wieder ausgeschieden wird 1 . Das entsprechende Diagramm ist in Abb. 24 wiedergegeben. Wir sehen also links vom Eutektikum immer primär ausgeschiedenes Kupfer mit wechselnden Mengen Eutektikum. Schliffbilder sind in Abb. 25 bis 29 gezeigt. Die eutektischen Punkte sind technisch von Bedeutung, weil man in ihrer N ä h e viele Gußlegierungen von Metallen mit Rücksicht auf den immer relativ am niedrigsten liegenden Schmelzpunkt, mit Rücksicht auf die bei gleichbleibender Temperatur ohne Neigung zur Entmischung verlaufende Erstarrung und mit Rücksicht auf die Feinheit der nebeneinander zur Erstarrung gelangten Kristallite wählt. 1

Es handelt sich hier um eine der sehr seltenen Ausnahmen, daß ein Metall eine Löslichkeit für sein Oxyd im flüssigen Zustand aufweist. Es schwimmt also das Oxyd nicht wie bei fast allen anderen Metallen auf dem Metall, sondern es geht in dieses mechanisch untrennbar hinein; es bilden sich keine zwei Schichten.

Im festen Zustand

47

Die Diagramme nach Abb. 22 und 24 bezeichnet man wegen ihres Aussehens als V-Diagramme. Abschließend wollen wir noch zusammenstellen, was in den einzelnen Feldern der Abb. 22 vorliegt: Oberhalb CED alles flüssig und vollkommen ineinander gelöst. Unterhalb FEG alles fest, aber keine gegenseitige Löslichkeit. Es liegen A- und B-Kristalle nebeneinander, im Eutektikum in feiner Verteilung, vor. Innerhalb CEF Schmelze und primär sich ausscheidende A-Kristalle. Innerhalb DEG Schmelze und primär sich ausscheidende B-Kristalle.

25. Spur 0 , reines Cu

26. ca. 0,16ew.-%0 untereutektisch

27. ca. 0,36ew.-%0 untereutektisch

Gew.-% Cu ? 0 2,25 C ausgeschiedenen /-Kristalle, die neben Zementitkriställchen liegen, zunächst Sekundärzementit ausgeschieden haben und dann unter 723 ° C in Perlit, also Ferrit- und Zementitkriställchen aufgespalten sind.

Ausgewählte, technisch wichtige Zweistoffsysteme

79

In Abb. 50 sehen wir, daß an der linken Seite des Eisen-Kohlenstoffdiagramms noch kleinere zusätzliche Zustandsfelder vorhanden sind, die wir bisher außer acht gelassen haben. Die Felder bei A erinnern stark an das bei Abb. 36 besprochene Diagramm 5.334. Die ¿//-Umwandlung des reinen Eisens bei 1392 °C verursacht die sich in das Diagramm hineinziehende entsprechende Umwandlung in den Legierungen. Kühlt man eine Legierung mit 0,05 Gew.-°/o C ab, so beginnt bei Erreichen der Linie AB die Ausscheidung von (0 60 Gew.-% C u 2 S

80

80 100

100

öew.-% Cu7 S

Abb. 75 a u. b 5.6 Übergang vom flüssigen in den gasförmigen

Zustand

Im gasförmigen Zustand besteht vollkommene Löslichkeit zwischen allen Stoffen. Im flüssigen Zustand kann vollkommene, teilweise oder keine Löslichkeit vorhanden sein. Liegt keine Löslichkeit vor, so beeinflussen sich die Stoffe bei dem Ubergang in den gasförmigen Zustand genau so wenig wie zwei flüssige bei der Erstarrung nach 5.32. Sie verhalten sich so, als lägen sie getrennt nebeneinander vor, ihre Siedepunkte 1

Siehe Schrifttum.

7 Borchers, Metallkunde I

98

Dreistoffsysteme

erfahren keine Änderungen. Besteht eine Löslichkeit im flüssigen Zustand, so werden die Siedepunkte beeinflußt. Wenn nicht eine unzersetzt verdampfende Verbindung entstanden ist, so haben wir keinen bei konstanter Temperatur liegenden Siedepunkt mehr, da sich ja beim Sieden durch Verringerung einer Komponente die Konzentration ständig ändert. Ich empfehle, sich grundsätzlich über die Vorgänge beim Verdampfen von Flüssigkeiten und Schmelzen in Werken über Thermodynamik und physikalische Chemie zu unterrichten. Dort finden wir Diagrammtypen, die denen der Zustandsänderung fest-flüssig bei Legierungen ähneln und daher auf Grund des hier behandelten Stoffes sofort verständlich sind. Angaben über Siedepunkte einiger Elemente sind aus Abb. 10 zu entnehmen. Die Siedepunkte sind, wie bereits auf S. 23 erläutert wurde, stark druckabhängig. J e nach Art der Dampfdruckkurven (Druck-Temperatur-Kurven) kann bereits mehr oder weniger starke Verdunstung unterhalb des Siedepunktes einsetzen, die mit der Verdampfung des Wassers vergleichbar ist, die unterhalb des Siedepunktes, ja sogar unterhalb des Gefrierpunktes noch vor sich geht. Die sie beeinflussenden Umstände werden unter Schmelzen und Gießen in Bd. II behandelt.

6. Dreistoffsysteme Zur Darstellung der Zustandsänderungen in Abhängigkeit von der Temperatur genügt bei Einstoffsystemen eine einfache Linie mit markierten Punkten, wie Abb. 10 zeigte. Bei Zweistoffsystemen tritt die Konzentration als weitere veränderliche Größe hinzu. Wir benötigen bei ihnen zur Darstellung der Zustandsänderungen in Abhängigkeit von der Temperatur eine ebene Fläche mit zwei Ordinaten, Temperatur und Konzentration, auf der wir Linien eintragen, wie es die bisher besprochenen Diagramme zeigten. Beim Dreistoffsystem benutzen wir zur Darstellung der Zustandsänderungen in Abhängigkeit von der Temperatur und der Konzentration ein Raummodell. Es entsteht, wenn wir die den Dreistoffsystemen

Dreistoff systeme

99

zugrunde liegenden drei Zweistoffsysteme, z. B. auf Platten aufgezeichnet oder durch Drahtgestell dargestellt, auf einen gleichseitigen Dreiecksgrundriß aufstellen und nun im Dreistoffraum die interessierenden Punkte experimentell festlegen und die von ihnen gebildeten Flächen z. B. durch viele Drähte andeuten. Man kommt so zur Hanemannschen Glasplatten(Abb. 76} oder zur Drahtmethode (Abb. 77). Aus den Bildern ist zugleich ersichtlich, daß Unlöslichkeit im festen Zustand der Zweistoffdiagramme im Dreistoffsystem ebenfalls auftritt (siehe Abb. 77) und daß Löslichkeit im festen Zustand sich auch in

Hanemann Abb. 76 u. 77. Räumliche Darstellung von Dreistoffsystemen

das Dreistoffsystem (siehe Abb. 76) hineinzieht. Nach Abb. 76 finden wir unterhalb der Drahtflächen, also im festen Gebiet, nur einheitliche Mischkristalle. Nach Abb. 77 finden wir in bzw. senkrecht unter dem ternären eutektischen Punkt ein Eutektikum, das aus den drei Stoffen besteht, die in feiner Verteilung nebeneinander (ungelöst) vorliegen. In dem übrigen Gebiet tritt neben dem Eutektikum auch nur eine der drei Kristallarten in Form gröberer Primärkristalle auf. Bei Zimmertemperatur beispielsweise lägen demnach bei allen Konzentrationen nach Abb. 76 nur Mischkristalle (oder eine Kristallart oder eine Phase), nach Abb. 77 dagegen stets drei Kristallarten (drei Phasen) vor. 7"

100

Dreistoffsysteme

Interessiert uns nun nur der Beginn der Erstarrung aller Legierungen, so können wir ein kompaktes Modell herstellen und nur die Schmelzfläche darstellen, wie es ein metallisches System in Abb. 78 zeigt. Genau wie wir es aus der Kartenkunde gewöhnt sind, Gebirge zu verebnen unter Einzeichnung von Linien gleicher Höhe, so können wir die Raummodelle entsprechend verebnen und Linien gleicher Temperatur eintragen. Abb. 79 zeigt die Verebnung von Abb. 78. Abb. 80 zeigt eine verebnete Darstellung eines oxydischen Systems, das für die Kenntnis von Schlacken wichtig ist. In Ergänzung zu Abb. 79 und 78 wird die Abb. 81 dartun, daß man die Zweistoffsysteme auf die Zeichenebene umklappen, also einfach an die Dreiecksseiten anzeichnen kann. Ist uns Abb. 80 zu unübersichtlich, so können wir mehrere horizontale übersichtlichere Schnitte jeweils für eine Tempera-

Abb. 78 Kompaktes Raummodell, das nur Beginn des Schmelzens aus Oberflächen erkennen läßt

Dreistoffsysteme

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tur legen, wie wir es in Abb. 82 sehen, die nach einer Darstellung von Körber und Oelsen sehr schön die Abnahme der Schmelzgebiete mit sinkender Temperatur zeigt. Pb

Si 0 2

Abb. 79 u. 80. Dreistoff-Schmelzdiagramme, eben dargestellt

Abb. 81. Dreistoffsysteme mit zugehörigen Zweistoffsystemen (Schmelzdiagramme, fester Zustand nicht berücksichtigt)

Dreistoffsysteme

102

Anstatt den Beginn der Erstarrung in das Dreieck einzuzeichnen, können wir natürlich auch die Verhältnisse im festen Zustand durch analoge Darstellungen veranschaulichen oder einen nur für eine Temperatur geltenden Schnitt im festen Zustand legen. Bei einfachen Dreistoffsystemen, wie wir sie bei den Abb. 76 und 77 sahen, würden diese Schnitte sehr einfach 1600°C

1500°C

3At203-2Si02 AI2O3 CQO-5AI2 1300°C

3AI203-2Si02

Ahh

A CaO 5Ca0-3AI203

5AI7O3

Abb. 82. Temperaturschnitte durch Dreistoffsysteme (dunkel = vollkommen flüssig, heller = teilweise flüssig, hell = fest). Nach Körber und Oelsen

sein. Es würden beispielsweise bei Zimmertemperatur keine Linien oder Drähte geschnitten. Wir erhielten also freie Dreiecksflächen, in die wir nach Abb. 76 nur eintragen könnten: homogene Mischkristalle (Einphasengebiet) oder nach Abb. 77: drei Kristallarten (Dreiphasengebiet). Treten verschiedenartig

Dreistoffsysteme

einphasig : ct,P. zweiphasig: a. + C, ß • C.

103

ot"+ C

dreiphasig: a+ß + C C+Schm.

Abb. 83. Phasengebiete eines Dreistoffsystems bei einer Temperatur im festen Zustand

Einphasengebiete,

Zweiphasengebiete

d.h. Gebiete mit nur

mit 2 Kristallarten:

einer Kristallart:

schraffiert.

schwarz.

( y ) AljMgii

Dreiphasengebiete mit 3 Kristallarten--

(|3) AI3Mg2

AI (oj

hell.

Si

Abb. 84. Phasengebiete bei einer Temperatur im festen Zustand

104

Dreistoff systeme

aufgebaute Zweistoffsysteme in Dreistoffsystemen zusammen, so werden die Dreiecksflächen verschiedene Felder mit Löslichkeitsgebieten und Mischungslücken zeigen können. Es können Felder mit einer, zwei oder drei Phasen entstehen. Aus der Vielzahl der Möglichkeiten, die in einschlägigen, umfassenderen Werken entwickelt werden, seien hier nur zwei verschiedene an einem einfachen (Abb. 83) und an einem schon verwickeiteren Beispiel (Abb. 84) dargestellt. Bemerkungen zu Abb. 84 (nach Fuß): Einphasengebiete, Gebiet mit jeweils nur einer Mischkristallart sind schwarz angelegt: 0 = a = feste Lösung (Mischkristall) von Si und Mg in AI, 1 = ß = feste Lösung von Mg und Si in Al 3 Mg 2 , 2 = y = feste Lösung von Mg und Si in Al 3 Mg 4 , 3 =