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SPECIAL: ALUMINIUM 2012

VON FLORIAN STADLER UND HELMUT ANTREKOWITSCH, LEOBEN, ÖSTERREICH, WERNER FRAGNER UND HELMUT KAUF-MANN, RANSHOFEN, ÖSTERREICH, SOWIE PETER J. UGGOWITZER, ZÜRICH, SCHWEIZ

Einleitung

AlSi-Multikomponentenlegierungen wer-den dank ihrer guten Gießeigenschaften, ihrer hohen Festigkeit, Verschleißbestän-digkeit und Wärmeleitfähigkeit für ver-schiedenste Teile im Automobilbereich verwendet, oftmals auch für solche, die einer erheblichen thermischen Belastung ausgesetzt sind [1-6]. Kommerzielle warm-feste AlSi-Gusslegierungen enthalten ho-he Anteile an Cu, Ni und Mg, die eine Rei-he temperaturstabiler Aluminide (z.  B.

Al3Ni, Al3CuNi, Al3Ni2, Al7Cu4Ni, Al9FeNi) bilden, welche die mechanischen Eigen-schaften bei erhöhten Temperaturen je nach Morphologie, Größe und Volumen-anteil mehr oder weniger steigern [1, 7, 8]. In früheren Arbeiten wurde bereits detail-liert geschildert, welch große Unterschie-de sich bezüglich der Festigkeit von AlSi-Gusslegierungen sowohl bei Raumtempe-ratur als auch bei erhöhten Temperaturen bis 250 °C in Abhängigkeit von der Legie-rungszusammensetzung ergeben können [2-6, 9, 10].

So konnte in der diesjährigen April-Aus-gabe der Zeitschrift Giesserei [11] gezeigt werden, dass die AlSi9Cu3(Fe) (A226) bis ca. 215 °C bei den statischen Festigkeiten durchaus mit konventionellen, warmfes-ten Legierungen (z. B. AlSi12CuNiMg) mit-

halten kann. Bei höheren Temperatur-belastungen hingegen schneiden letztge-nannte, abhängig von der jeweiligen Zusammensetzung, besser ab.

Neben den mechanischen Kennwerten spielen jedoch auch physikalische Eigen-schaften wie die Wärmeleitfähigkeit λ oder der thermische Ausdehnungskoeffizient α eine entscheidende Rolle bei der Auswahl von Legierungen für Motorkomponenten. Bei Kolben beispielsweise muss die wäh-rend des Verdichtungsprozesses generier-te Wärme schnellstmöglich abtransportiert werden, um thermischen Spannungen bzw. Hot Spots auf der Kolbenoberfläche vorzu-beugen bzw. sind Materialien mit möglichst geringer thermischer Ausdehnung einzu-setzen, um ein Festfressen des Kolbens im Zylinder zu verhindern. Bei der Wahl ei-

Einfluss der Hauptlegierungselemente auf wichtige physikalische Eigenschaf­ten warmfester AlSi­Gusslegierungen

Über 100 Al-Legierungen werden von AMAG hergestellt und vertrieben.

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: A

MAG

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ner geeigneten Legierung für den Einsatz bei hohen Temperaturen sollten daher nicht nur die mechanischen Kennwerte im Mittelpunkt des Interesses stehen, sondern auch die Parameter Wärmeleitfähigkeit und thermische Ausdehnung berücksich-tigt werden, welche die Lebensdauer der Bauteile signifikant beeinflussen können [12].

Aufgrund der Tatsache, dass Si, Cu und Ni wichtige Legierungsbestandteile warm-fester AlSi-Legierungen sind, ist das Ver-ständnis des Einflusses oben genannter Ele-mente auf die Wärmeleitfähigkeit und den thermischen Ausdehnungskoeffizienten Voraussetzung dafür, sinnvolle Konzentra-tionen in den jeweiligen Legierungen fest-zusetzen bzw. thermische Kennwerte bei bekannter Legierungszusammensetzung näherungsweise abzuschätzen. Ziel der vor-liegenden Arbeit ist daher die Untersu-chung des Einflusses der Elemente Si, Cu und Ni auf die thermische Leitfähigkeit und die lineare Ausdehnung unter- und eutektischer AlSi-Gusslegierungen und die Überprüfung ausgewählter Messwerte mit Hilfe von theoretischen Modellen zur Vor-hersage der physikalischen Eigenschaften heterogener Werkstoffe.

Experimentelles

Tabelle 1 zeigt die chemische Zusammen-setzung der untersuchten Legierungen. Die Herstellung und Wärmebehandlung (495 °C/8 h + 250 °C/100 h) der Proben erfolgte in der AMAG-Versuchsgießerei und am Institut für Nichteisenmetallurgie und wurde bereits an anderer Stelle ein-gehend erläutert [2-6].

Die Ermittlung von λ fand über eine Ver-suchsanordnung statt, die an der ETH Zü-rich hergestellt wurde. Dabei basiert die Messung auf dem Temperaturgradienten entlang der seriellen Verbindung einer Re-ferenzprobe mit bekannter Wärmeleitfähig-keit und der zu untersuchenden Legierung [2, 13]. α wurde mit Hilfe eines Dilatome-ters vom TYP DIL805 am Leichtmetallkom-petenzzentrum (LKR) in Ranshofen gemes-sen. Die jeweilige Längenänderung kann dabei mit einer Genauigkeit von 0,05 μm aufgenommen werden, während die Tem-peraturregelung eine Messunsicherheit von 0,05 °C aufweist.

Die thermodynamische Berechnung der Phasenanteile in den jeweiligen Legierun-gen erfolgte mit Hilfe des Softwarepakets Thermo-Calc und der Datenbank TTAL5 [14].

Ergebnisse

Thermodynamische BerechnungenThermodynamische Berechnungen sind ein wichtiges Werkzeug zur Vorhersage der

Phasenausbildung in Multikomponenten-legierungen. Dabei kann diese im thermo-dynamischen Gleichgewicht oder im Un-gleichgewicht nach Scheil berechnet wer-den. In jedem Fall basiert die jeweilige Kalkulation auf einer Minimierung der frei-en Energie nach Gibbs. Ein annähernd ide-aler Gleichgewichtszustand wird lediglich bei sehr langsamen Abkühlbedingungen mit der Möglichkeit einer vollständigen Diffusion im flüssigen und festen Zustand erzielt [15]. Die Grundlage des Scheil-Mo-dells hingegen ist die Annahme, dass im festen Zustand keine Diffusion auftritt und die Zusammensetzung der Schmelze wäh-rend der Erstarrung homogen ist (vollstän-dige Durchmischung). Berechnungen nach Scheil spiegeln daher ein „Worst-Case-Sze-nario“ der Erstarrung mit starker Seige-rung wider [15].

Aufgrund des Umfanges wird im Rah-men der hier beschriebenen Arbeit darauf verzichtet, die Phasenanteile aller unter-suchten Legierungen anzuführen. Bild 1 stellt anhand der Legierung AlSi7Ni1,5(Mg) die Erstarrung im Gleichgewicht jener im Ungleichgewicht nach Scheil gegenüber, wobei deutlich wird, dass je nach Wahl des Modells große Unterschiede bezüglich der Anteile der intermetallischen Phasen (IMPs) auftreten.

Obwohl bei den vorliegenden Randbe-dingungen (Kokillenguss ca. 3 K/s) von ei-ner Erstarrung nach Scheil ausgegangen werden kann, wird angenommen, dass bei langen Haltezeiten auf erhöhten Tempera-turen (250 °C) eine Annäherung an den entsprechenden Gleichgewichtszustand er-folgt [2-6]. Aus diesem Grund wurden für die folgenden Überlegungen die jeweili-

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Temperatur in °C

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Al3Ni Al9FeNi AlFeMnSi α-Mxx Mg2Si Si

Bild 1: Phasenbildung am Beispiel der Legierung AlSi7Ni1,5(Mg) bei der Erstarrung im Gleichgewicht (a) und im Ungleichgewicht nach Scheil (b).

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gen Phasenanteile im Gleichgewichtszu-stand bei 250 °C herangezogen, d. h. nach längerer Temperaturbelastung.

Wärmeleitfähigkeit (λ) Das folgende Kapitel behandelt den Ein-fluss der Legierungselemente Si, Cu und Ni auf die Wärmeleitfähigkeit einzeln und in Kombination miteinander. Es sei festge-halten, dass sich alle Ergebnisse und Inter-pretationen auf den hier vorliegenden Wär-mebehandlungszustand beziehen [2-6].

Der Einfluss von Si. Zur Darstellung des Einflusses von Silicium auf λ erfolgte zu-sätzlich die Messung der thermischen Leit-fähigkeit für eine „Matrix-Legierung“ AlSi1Mg0,35Fe0,4Mn0,3, die neben Fe, Mn und Mg auch 1 % Si enthält, um die Bil-dung der α-Phase Al15(Fe, Mn)3Si2 (siehe Bild 1) zu ermöglichen. Die Wärmeleitfä-higkeit der oben genannten Legierung be-trägt bei 40 °C 201 W/mK.

Bild 2 zeigt die experimentell ermittel-ten λ-Werte sowohl für die Matrixvarian-te als auch für die Legierungen 1 – AlSi7(Mg) und 17 – AlSi12(Mg). Desweiteren sind im vorliegenden Diagramm jene Daten einge-tragen, die den Einfluss von Si auf die WLF von Al99,99 nach Zhang et al. [16] wieder-geben.

Die Wärmeleitfähigkeit einphasiger Werkstoffe ist relativ gut untersucht, aller-dings handelt sich bei den meisten indus-triell eingesetzten Legierungen, wie auch bei den untersuchten Varianten, um mehr-phasige Materialien. Um die folgenden Überlegungen zu vereinfachen, werden Al-Si-Legierungen als eine Art „Verbundwerk-stoff“ betrachtet, bestehend aus einer Al-Matrix und eutektischem Silicium. Der λ-Wert eines solchen „Verbundwerkstof-fes“ sollte zwischen den jeweiligen Werten für die einzelnen Bestandteile des Verbun-des liegen. Wünschenswert ist in jedem Fall die Möglichkeit einer Abschätzung der thermischen Kennwerte von Verbund-werkstoffen bei Kenntnis der Eigenschaf-ten der Einzelkomponenten.

Dabei ist die Auswahl eines geeigneten Modells, das die Verteilung der Phasen in der Mischung wiedergibt, zielführend. Im vorliegenden Fall handelt es sich dabei schematisch um kugelförmige Phasen, die in eine makroskopisch isotrope Matrix ein-gelagert sind, weshalb die Modelle von Maxwell [17] und Hashin-Shtrikman (HS) [18] zur Abschätzung von λ herangezogen werden können. Bei Anwendung oben ge-nannter Modelle konnte bei einem Wert von 25 W/mK [19, 20] für λSi eine gute Über-einstimmung der berechneten mit den ge-messenen Werten erzielt werden.

Einfluss von Cu. In Bild 3a ist der Einfluss von Cu auf die Wärmeleitfähigkeit der Le-

Tabelle 1: Zusammensetzung der untersuchten Legierungen (in Gew.-%).

Nr. Legierung Si Fe Cu Mn Mg Ni Andere

1 AlSi7(Mg) 6,93 0,40 <0,05 0,30 0,36 <0,05 <0,05

2 AlSi7Ni0,5(Mg) 7,04 0,41 <0,05 0,34 0,38 0,51 <0,05

3 AlSi7Ni1(Mg) 7,24 0,39 <0,05 0,30 0,40 1,06 <0,05

4 AlSi7Ni1,5(Mg) 7,17 0,41 <0,05 0,31 0,37 1,55 <0,05

5 AlSi7Cu1(Mg) 7,06 0,40 0,98 0,31 0,37 <0,05 <0,05

6 AlSi7Cu1Ni0,5(Mg) 7,08 0,43 1,00 0,36 0,37 0,55 <0,05

7 AlSi7Cu1Ni1(Mg) 7,20 0,41 1,00 0,31 0,37 1,06 <0,05

8 AlSi7Cu1Ni1,5(Mg) 7,10 0,41 1,01 0,31 0,35 1,54 <0,05

9 AlSi7Cu2(Mg) 7,14 0,40 2,09 0,31 0,35 <0,05 <0,05

10 AlSi7Cu2Ni0,5(Mg) 7,00 0,42 1,99 0,37 0,33 0,54 <0,05

11 AlSi7Cu2Ni1(Mg) 7,14 0,40 2,11 0,31 0,35 1,00 <0,05

12 AlSi7Cu2Ni1,5(Mg) 7,14 0,41 2,11 0,31 0,35 1,53 <0,05

13 AlSi7Cu3(Mg) 6,90 0,40 3,06 0,31 0,34 <0,05 <0,05

14 AlSi7Cu3Ni0,5(Mg) 7,04 0,42 2,99 0,37 0,34 0,54 <0,05

15 AlSi7Cu3Ni1(Mg) 7,01 0,42 3,01 0,37 0,34 1,01 <0,05

16 AlSi7Cu3Ni1,5(Mg) 6,99 0,40 3,04 0,31 0,35 1,51 <0,05

17 AlSi12(Mg) 12,15 0,43 <0,05 0,32 0,34 <0,05 <0,05

18 AlSi12Ni1(Mg) 12,20 0,44 <0,05 0,32 0,35 1,05 <0,05

19 AlSi12Ni2(Mg) 12,33 0,44 <0,05 0,31 0,35 2,11 <0,05

20 AlSi12Ni3(Mg) 12,07 0,43 <0,05 0,29 0,34 3,15 <0,05

21 AlSi12Cu1(Mg) 12,05 0,39 0,95 0,29 0,34 <0,05 <0,05

22 AlSi12Cu1Ni1(Mg) 12,01 0,40 0,99 0,29 0,34 1,10 <0,05

23 AlSi12Cu1Ni2(Mg) 12,04 0,40 0,99 0,29 0,35 2,05 <0,05

24 AlSi12Cu1Ni3(Mg) 11,87 0,43 1,00 0,28 0,34 3,01 <0,05

25 AlSi12Cu2(Mg) 12,05 0,41 1,96 0,30 0,34 <0,05 <0,05

26 AlSi12Cu2Ni1(Mg) 11,96 0,44 1,97 0,3 0,34 0,99 <0,05

27 AlSi12Cu2Ni2(Mg) 11,94 0,44 2,02 0,29 0,35 2,02 <0,05

28 AlSi12Cu2Ni3(Mg) 11,93 0,43 2,05 0,28 0,35 3,02 <0,05

29 AlSi12Cu3(Mg) 12,26 0,40 3,02 0,3 0,35 <0,05 <0,05

30 AlSi12Cu3Ni1(Mg) 11,97 0,40 3,02 0,3 0,35 1,03 <0,05

31 AlSi12Cu3Ni2(Mg) 12 0,40 3,05 0,29 0,35 2,12 <0,05

32 AlSi12Cu3Ni3(Mg) 11,93 0,41 3,07 0,28 0,35 2,99 <0,05

33 AlSi12Cu4(Mg) 12,02 0,43 3,79 0,30 0,32 <0,05 <0,05

34 AlSi12Cu4Ni1(Mg) 12,01 0,44 3,8 0,29 0,32 1,00 <0,05

35 AlSi12Cu4Ni2(Mg) 12,02 0,46 3,87 0,28 0,32 1,99 <0,05

36 AlSi12Cu4Ni3(Mg) 11,94 0,47 3,91 0,27 0,33 2,93 <0,05

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gierungen 1 (AlSi7(Mg)) und 17 (AlSi12(Mg)) dargestellt. Es tritt ein nahezu linearer Ab-fall der WLF mit zunehmender Cu-Konzen-tration auf.

Die untersuchten Legierungen enthal-ten jeweils 0,35 % Mg, sodass davon aus-gegangen werden kann, dass sich im Zuge der Warmauslagerung sekundäre Aus-scheidungen vom Typ θ-Al2Cu und Q-Al5Cu2Mg8Si7 bilden, welche die thermi-sche Leitfähigkeit herabsetzen.

Im Fall der untereutektischen Legierun-gen wird der gesamte Anteil an Mg und Cu durch eine Glühbehandlung bei 495 °C in Lösung gebracht. Bei AlSi12Cu4(Mg) hin-gegen bleibt bereits ein Teil des Cu unge-löst und liegt in Form primärer Al2Cu-Pha-sen vor, die sich stärker negativ auf die WLF auswirken als feinst verteilte Sekun-därphasen. Dies erklärt den verhältnismä-ßig starken Abfall von λ zwischen 3 und 4 % Cu bei den eutektischen Varianten.

Einfluss von Ni. Bild 3b zeigt den Einfluss von Ni auf die Wärmeleitfähigkeit der Legierungen 1 (AlSi7(Mg)) und 17 (AlSi12 (Mg)). Es tritt ein deutlich stärkerer Abfall mit zunehmender Ni-Konzentration auf als im Fall von Cu. Da weder Fe noch Ni eine nennenswerte Löslichkeit im α-Misch-kristall aufweisen, kommt es selbst bei

geringen Konzentrationen oben genannter Elemente zur Bildung Fe- und Ni-haltiger Primärphasen (Al9FeNi bzw. Al3Ni), wobei sich der Charakter des Werkstoffs von ei-nem „homogenen Material“ hin zu einem komplexeren „Verbundwerkstoff“ verän-dert [2-4, 8].

Auch in diesem Fall ist eine näherungs-weise Abschätzung von λ durch die An-wendung oben erwähnter Modelle mög-

lich. Eine detaillierte Beschreibung der Vorgehensweise zur Modellierung der Wärmeleitfähigkeit als Funktion des Ni-Gehaltes bzw. des Volumenanteils Ni-hal-tiger IMPs liegt in [2] vor.

Kombination Cu-Ni-(Mg). Bild 4 zeigt den Einfluss von Ni auf die thermische Leit-fähigkeit der Cu-haltigen Varianten der Systeme AlSi7(Mg) und AlSi12(Mg). Grund-

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Si-Gehalt in Gew.-%

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Zhang et al.Messwerte

Bild 2: Einfluss von Si auf λ bei 40 °C und Vergleich mit Werten aus der Literatur [16].

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sätzlich ist ein kontinuierlicher Abfall von λ mit zunehmender Ni-Konzentration zu beobachten, der auf die Einlagerung von mehr oder weniger großen Anteilen pri-märer Cu- und Ni-haltiger Aluminide in die „Al-Matrix“ zurückzuführen ist.

Thermischer Ausdehnungs- koeffizient (α) Im Folgenden wird nun eine Analyse des Einflusses von Si, Cu und Ni auf den ther-mischen Ausdehnungskoeffizienten bei 250 °C einzeln und in Kombination mit- einander durchgeführt. Es sei festgehal-ten, dass sich alle Ergebnisse und Interpre-tationen auf den hier vorliegenden Wär-mebehandlungszustand beziehen [2-6].

Einfluss von Si. Laut Hatch [21] weist α von Reinaluminium (99,99 %) bei 250 °C einen Wert von ca. 27 [10-6K-1] auf, αSi be-wegt sich in der Größenordnung von 3,65 [10-6K-1] [22].

Um einen Vergleich mit den Legierun-gen AlSi7(Mg) und AlSi12(Mg) anzustellen, muss berücksichtigt werden, dass letztere Fe, Mn und Mg enthalten, welche α in Sum-me leicht herabsetzen. Für die folgenden Berechnungen wird daher der Ausdeh-nungskoeffizient von Aluminium mit 0,4  % Fe, 0,3  % Mn und 0,35  % Mg auf 26 [10-6K-1] festgesetzt. Dieser Wert und die beiden gemessenen α-Werte für AlSi7(Mg) und AlSi12(Mg) sind in Bild 5 dargestellt.

Nach Hatch [21] resultiert die Zugabe von 7 bzw. 12 % Si in einer Erniedrigung von α um 7,5 bzw. 12,8 % (bezogen auf Rein-aluminium) oder, in absoluten Werten aus-gedrückt, auf einen Wert von 24,05 bzw. 22,67 [10-6K-1] für AlSi7(Mg) und AlSi12(Mg). Dieser Ansatz überschätzt die gemessenen Werte (AlSi7(Mg) – 22,89 bzw. AlSi12(Mg) – 21,98) deutlich.

Als eine weitere Möglichkeit zur Bewer-tung des Einflusses von Silicium bieten sich Modelle zur Abschätzung des thermischen Ausdehnungskoeffizienten zweiphasiger Werkstoffe an [23-25], da AlSi-Gusslegie-rungen vereinfacht als ein Verbundwerk-stoff, bestehend aus einer Al-Matrix und eutektischem Si als eingelagerte Phase, be-trachtet werden können [3-5].

Zu den wichtigsten zählen dabei die ein-fache lineare Mischungsregel (LMR) [23] und die Modelle von Turner [24] und Ker-ner [25] (Bild 5).

Die mittels LMR berechneten Werte ent-sprechen im Wesentlichen der Abschät-zung nach Hatch [21]. Während das Ker-ner-Modell die Messwerte weniger gut ab-bildet, scheint sich das Modell nach Turner besser für eine Vorhersage von α in Ab-hängigkeit vom Si-Gehalt zu eignen.

Einfluss von Cu. In Bild 6a ist der Einfluss von Cu auf die thermische Ausdehnung der

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Cu-Gehalt in Gew.-%

AlSi7(Mg)AlSi12(Mg)

2 43

Bild 3: Einfluss von (a) Cu und (b) Ni auf die Wärmeleitfähigkeit von AlSi7(Mg) und AlSi12(Mg).

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Wär

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Ni-Gehalt in Gew.-%

AlSi7(Mg)AlSi12(Mg)

2 3

a

b

Tabelle 2: Zweiter Thermoschockparameter Rs‘ der Legierungen 1 – 36.

Rang Legierung RS‘ [W/m] RS‘/RS‘max Rang Legierung RS‘ [W/m] RS‘/RS‘max

1 AlSi12Cu3(Mg) 7801 1,000 19 AlSi7Cu3Ni0,5(Mg) 6224 0,798

2 AlSi12Cu4Ni2(Mg) 7765 0,995 20 AlSi12Ni2(Mg) 6143 0,787

3 AlSi12Cu1Ni3(Mg) 7737 0,992 21 AlSi7Cu1(Mg) 5977 0,766

4 AlSi12Cu1Ni1(Mg) 7689 0,986 22 AlSi7Cu1Ni1(Mg) 5965 0,765

5 AlSi12Cu1Ni2(Mg) 7606 0,975 23 AlSi7Cu3Ni1,5(Mg) 5875 0,753

6 AlSi12Cu4(Mg) 7540 0,966 24 AlSi7Cu3Ni1(Mg) 5853 0,750

7 AlSi12Cu4Ni3(Mg) 7510 0,963 25 AlSi7Cu2(Mg) 5788 0,742

8 AlSi12Cu4Ni1(Mg) 7452 0,955 26 AlSi12Ni1(Mg) 5764 0,739

9 AlSi12Cu3Ni3(Mg) 7438 0,953 27 AlSi7Cu2Ni1(Mg) 5742 0,736

10 AlSi12Cu3Ni2(Mg) 7389 0,947 28 AlSi7Cu1Ni0,5(Mg) 5670 0,727

11 AlSi12Cu1(Mg) 7383 0,946 29 AlSi7Cu2Ni1,5(Mg) 5669 0,727

12 AlSi12Cu2Ni3(Mg) 7350 0,942 30 AlSi7Ni1(Mg) 5625 0,721

13 AlSi12Cu3Ni1(Mg) 7350 0,942 31 AlSi7Cu2Ni0,5(Mg) 5421 0,695

14 AlSi12Cu2Ni1(Mg) 7091 0,909 32 AlSi12Ni3(Mg) 5321 0,682

15 AlSi12Cu2(Mg) 7046 0,903 33 AlSi7Ni1,5(Mg) 5242 0,672

16 AlSi12Cu2Ni2(Mg) 6981 0,895 34 AlSi12(Mg) 5023 0,644

17 AlSi7Cu3(Mg) 6455 0,827 35 AlSi7Ni0,5(Mg) 4217 0,541

18 AlSi7Cu1Ni1,5(Mg) 6283 0,805 36 AlSi7(Mg) 3389 0,434

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Legierungen 1 (AlSi7(Mg)) und 17 (AlSi12(Mg) bei einer Temperatur von 250 °C dargestellt. Der Effekt von bis zu 4 % Cu auf α erweist sich als ziemlich gering. Zu erwarten wäre ein kontinuierlicher, leichter Abfall mit stei-gender Cu-Konzentration. Im Fall der un-tereutektischen Legierungen ist jedoch so-gar ein Anstieg zu erkennen. Dies kann le-diglich auf Messfehler im Rahmen der Dilatometeruntersuchungen und die äußerst geringe Differenz zwischen den einzelnen Legierungen zurückgeführt werden.

Nach Hatch [21] resultiert die Zugabe von 3 bzw. 4 % Cu in einer Erniedrigung von α um 0,9 bzw. 1,2 %, was einem Abso-lutwert von -0,21 bzw. -0,26 [10-6K-1] ent-spricht. Diese Differenz liegt innerhalb des Messfehlerbereiches und ist zu gering, um korrekt erfasst zu werden.

Einfluss von Ni. Bild 6b stellt den Einfluss von Ni auf die thermischen Ausdehnung von AlSi7(Mg) und AlSi12(Mg) bei einer Temperatur von 250 °C dar. Auch in die-sem Fall ist der Effekt von Ni wenig stark ausgeprägt. Laut Hatch [21] hat die Zuga-be von 1,5 % Ni eine prozentuale Erniedri-gung von α von ca. 2,25 % zur Folge, was einem Absolutwert von -0,52 [10-6K-1] ent-spräche. Im Fall der eutektischen Varian-ten ist die Tendenz schon etwas besser zu erkennen. 3 % Ni verringern den Ausdeh-

nungskoeffizienten von Reinaluminium um ca. 4,5 % (= -0,99 [10-6K-1]) [21].

Kombination Cu-Ni-(Mg). Bild 7 zeigt den Einfluss von Ni auf die thermische Ausdeh-nung der Cu-haltigen Varianten der Syste-me AlSi7(Mg) und AlSi12(Mg). Grundsätz-lich ist ein kontinuierlicher Abfall von α mit zunehmender Ni-Konzentration zu be-merken, der auf die Einlagerung von mehr oder weniger großen Anteilen primärer Cu- und Ni-haltiger Aluminide in die „Al-Mat-rix“ zurückzuführen ist. Der absolute Ab-fall ist aber auch in diesem Fall relativ ge-ring, zumindest bei den eutektischen Varianten jedoch eindeutig zu erkennen. Der thermische Ausdehnungskoeffizient unterschiedlicher IMPs in AlSi-Kolbenle-gierungen wurde von Chen et al. [26] ein-gehend untersucht. Grundsätzlich liegen die α-Werte für die Cu/Ni-haltigen Phasen in einem Bereich von 10-20 [10-6K-1]. Dies ist in jedem Fall deutlich niedriger als α von Reinaluminium. Mit zunehmendem Vo-lumenanteil an IMPs mit geringen α-Werten sinkt daher der Ausdehnungskoeffizient der jeweiligen Legierung.

TemperaturwechselbeständigkeitTrotz der Tatsache, dass im Rahmen die-ser Arbeit keine Messungen zur Tempera-turwechselbeständigkeit durchgeführt

wurden, soll im Anschluss ein Ranking der einzelnen Legierungen in Bezug auf ihre Widerstandsfähigkeit gegen thermisch in-duzierte Spannungen erfolgen. Dies ist un-ter Zuhilfenahme des zweiten Thermo-schockparameters RS‘ möglich. Dieser wird v. a. bei keramischen Werkstoffen zur Be-wertung der Rissanfälligkeit herangezogen und mathematisch wie folgt formuliert:

R‘S = l · s

krit·–––––– [–– ]1–n W

mE·a [1]

Je höher die entsprechenden Werte, desto widerstandsfähiger ist der Werkstoff ge-gen ein Versagen aufgrund thermisch in-duzierter Spannungen. Im Folgenden soll diese Methodik für die untersuchten Le-gierungen angewandt werden, um eine Rangfolge der unterschiedlichen Varian-ten bezüglich ihres RS‘-Wertes aufzustel-len.

Der E-Modul sowie die Poisson-Zahl ν sind relativ unempfindlich gegenüber klei-neren Beimengungen an Legierungsele-menten. Daher werden oben erwähnte Kennwerte für alle Varianten mit E = 70 GPa und ν = 0,34 festgesetzt. Varia-ble Parameter sind daher lediglich die 0,2 %-Dehngrenze σkrit [MPa], die Wärme-leitfähigkeit λ [W/mK] bzw. der thermische Ausdehnungskoeffizient α [10-6K-1]. Dabei konnten σkrit [5] und α bei 250 °C bestimmt

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werden, die λ hingegen nur bei 40 °C. Ob-wohl die thermische Leitfähigkeit der meis-ten Legierungen mit zunehmenden Tem-peratur steigt, wird vereinfacht angenom-men, dass der Unterschied zwischen den einzelnen Varianten auch bei 250 °C rela-tiv konstant bleibt. Tabelle 2 stellt den

zweiten Thermoschockparameter für die Legierungen 1-36 dar. Wie erwartet, finden sich die eutektischen Legierungen im obe-ren Bereich wieder.

Lediglich die Cu-freien Varianten AlSi12(Mg), AlSi12Ni1(Mg), AlSi12Ni2(Mg) und AlSi12Ni3(Mg) weisen relativ niedri-

ge RS‘-Werte auf. Die beste Performance zeigt in diesem Fall AlSi12Cu3(Mg), deren Wärmeleitfähigkeit bei sehr guten mecha-nischen Kennwerten relativ hoch ist.

Zusammenfassung

Im Zuge der durchgeführten Arbeiten wur-de zuerst der Einfluss der Elemente Si, Cu und Ni auf die Wärmeleitfähigkeit von Al-Si-Gusslegierungen untersucht, wobei sich unerwartet große Schwankungen in einem Bereich von 140-190 W/mK ergaben.

Die thermische Leitfähigkeit der un-tereutektischen Varianten mit 7 % Si liegt jeweils ca. 10-15 W/mK über jener der eu-tektischen Legierungen mit 12 % Si. Zur Darstellung des Einflusses von Silicium auf λ wurden die AlSi-Legierungen vereinfacht als „Verbundwerkstoff“ betrachtet, beste-hend aus einer Al-Matrix und eutektischem Silicium. Unter Verwendung des Wertes λSi = 25 W/mK für die Leitfähigkeit der eu-tektischen Si-Kristalle wurden die Mess-werte mittels theoretischer Modelle zur Vorhersage der physikalischen Eigenschaf-ten heterogener Werkstoffe überprüft, wo-bei sich zeigte, dass eine ungefähre Ab-schätzung der thermischen Kennwerte möglich ist.

Cu bildet im Zuge der Warmauslagerung sekundäre Ausscheidungen vom Typ θ-Al2Cu und Q-Al5Cu2Mg8Si7, welche die thermische Leitfähigkeit herabsetzen. Bei hohen Cu-Gehalten (>3 %) liegt ein Teil des Cu in Form primärer Phasen im Gefüge vor, wobei sich zeigte, dass λ durch diese stärker negativ beeinflusst wird als durch feinst verteilte Sekundärphasen.

Auch Ni erniedrigt die Wärmeleitfähig-keit von AlSi-Legierungen deutlich, da die gebildeten intermetallischen Phasen sig-nifikant geringere λ-Werte als die AlSi-Ma-trix aufweisen [2].

Wie im Fall von Si kann bei gewissen Vereinfachungen in Bezug auf die Gefüge-struktur eine ungefähre Abschätzung der thermischen Kennwerte bei Anwendung von theoretischen Modellen durchgeführt werden.

Bei einer kombinierten Zugabe von Cu und Ni ist grundsätzlich ein kontinuierlicher Abfall von λ mit zunehmender Ni-Konzen-tration zu bemerken, der auf die Einlagerung von mehr oder weniger großen Anteilen pri-märer Cu- und Ni-haltiger Aluminide in die „Al-Matrix“ zurückzuführen ist, welche die thermische Leitfähigkeit des Materials sig-nifikant herabsetzen.

Als zweite wichtige physikalische Ei-genschaft wurde der lineare thermische Ausdehnungskoeffizient bei 250  °C als Funktion der Hauptlegierungselemente Si, Cu und Ni untersucht. Si weist den stärks-ten Effekt auf die thermische Ausdehnung auf, wobei die untereutektischen Varian-

185

180

175

170

165

1600,50

Wär

mel

eitf

ähig

keit

in W

/m

K

Ni-Gehalt in Gew.-%

AlSi7Cu1(Mg)AlSi7Cu2(Mg)AlSi7Cu3(Mg)

1 1,5

Bild 4: Einfluss von Ni auf die Wärmeleitfähigkeit Cu-haltiger Legierungen: a) untereutektische Varianten; b) eutektische Varianten.

180

170

160

150

140

13010

Wär

mel

eitf

ähig

keit

in W

/m

K

Ni-Gehalt in Gew.-%

AlSi12Cu1(Mg)AlSi12Cu2(Mg)AlSi12Cu3(Mg)AlSi12Cu4(Mg)

2 3

a

b

26

25

24

23

22

2140

a [x

10-6K

-1]

Si-Gehalt in Gew.-%

862 10 12

MesswerteHatchLMRTurnerKerner

Bild 5: Einfluss des Si-Gehaltes auf α bei 250 °C; Vergleich der Messwerte mit den Mo-dellen LMR, Turner und Kerner [23-25].

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ten im Vergleich zu den Legierungen mit 12 % Si um ca. 1-1,5 x 10-6K-1 höhere Wer-te erreichen. Auch in diesem Fall gibt es theoretische Modelle zur Vorhersage des thermischen Ausdehnungskoeffizienten zweiphasiger Werkstoffe, da AlSi-Gussle-gierungen vereinfacht als ein Verbund-werkstoff, bestehend aus einer Al-Matrix und eutektischem Si als eingelagerte Pha-se, betrachtet werden können.

Der separate Einfluss von Cu und Ni auf α ist relativ gering und liegt unter der Auf-lösungsgrenze der in dieser Arbeit ange-wandten Messmethodik. Dies lässt sich auf die verhältnismäßig geringen Volumenan-teile sekundärer bzw. primärer Phasen zu-rückführen, die durch die getrennte Zuga-be von Cu oder Ni gebildet werden. Erst bei sehr hohen Gehalten sowohl an Cu als auch an Ni zeigt sich ein stärkerer Abfall des thermischen Ausdehnungskoeffizienten.

Aus der Fülle an experimentellen Da-ten lassen sich für den Anwender folgen-de relevante Aussagen ableiten:

Wie im ersten Beitrag (Giesserei (2012) Nr. 4) erwähnt, ist die AlSi9Cu3Fe (A226) bei Anwendungen bis 220 °C die prakti-kabelste Lösung [11].

Bei Bauteiltemperaturen über 220 °C sind höher warmfeste Legierungen unum-gänglich. Für solche wurden die Wärme-leitfähigkeit λ, der thermische Ausdeh-

23,5

23

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22

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2110

a [x

10-6K

-1]

Cu-Gehalt in Gew.-%

AlSi7(Mg)AlSi12(Mg)

2 43

a

b

23,5

23

22,5

22

21,5

2110

a [x

10-6K

-1]

Ni-Gehalt in Gew.-%

AlSi7(Mg)AlSi12(Mg)

2 3

Bild 6: Einfluss von (a) Cu und (b) Ni auf α von AlSi7(Mg) und AlSi12(Mg) bei 250 °C.

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nungskoeffizient α und der Thermoschock-parameter RS‘ ermittelt und interpretiert.

Es zeigt sich, dass abhängig vom Bean-spruchungsfall eine optimierte Legierung eingesetzt werden kann. Dabei sollte der Anwender unbedingt klären, inwiefern ho-he λ-Werte durch einen verbesserten Wär-metransport zu geringeren Bauteiltempe-raturen führen. Eine Reduktion des Ni-Ge-haltes erhöht die Wärmeleitfähigkeit teilweise signifikant, ohne dabei die Warm-festigkeit merklich zu beeinflussen – bei einem aktiv gekühlten Bauteil könnte die-ses teure Legierungselement reduziert wer-den, ohne eine Neukonstruktion durchfüh-ren zu müssen. Der therm. Ausdehnungs-koeffizient ändert sich in geringerem Maße als angenommen (max. 5 % vom Absolut-wert einer eutektischen Legierung). Bei Bauteilgruppen mit sehr genauen Pas sungen (z. B. Paarung Kolben-Buchse) ist jedoch eine Simulation in Abhängigkeit von α sinnvoll. Die ermittelten Parameter gelten für statische Belastungen. Dennoch konnte in Gesprächen mit der Industrie belegt werden, dass die Methodik der Kennwertermittlung und damit die Rei-hung der Werkstoffe auch für dynamisch belastete Bauteile gilt. Liegen dynamischen Kennwerte einer Legierung vor, kann mit dem aus der Keramikindustrie bekannten Thermoschockparameter eine Optimierung der Legierung entweder in Richtung höhe-rer Festigkeit oder hin zu einer kostengüns-tigeren Variante durchgeführt werden. Es ist zu beachten, dass bei vielen Anforde-rungen das Prinzip „viel hilft viel“ kontra-produktiv ist, da sich Cu und Ni bei warm-festen Legierungen gegenseitig negativ be-einflussen können [5]. Hier ist ein bauteilspezifisches technisches Gespräch des Kunden mit dem Legierungshersteller zielführend und kann sogar zur Redukti-on der Legierungskosten führen.

Die Autoren danken der Austria Metall GmbH (AMAG) und der österreichischen For-schungsförderungsgesellschaft (FFG) für die

finanzielle Unterstützung des diesem Bei-trag zugrunde liegenden Forschungsprojek-tes und für die Genehmigung der Publikati-on. Der ETH Zürich und dem Leichtmetall-kompetenzzentrum Ranshofen GmbH (LKR) sei für ihre Unterstützung bei der Versuchs-durchführung gedankt.

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24

23,5

23

22,5

22

21,50,50

a [x

10-6K

-1]

Ni-Gehalt in Gew.-%

AlSi7Cu1(Mg)AlSi7Cu2(Mg)AlSi7Cu3(Mg)

1 1,5

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21,5

21

20,5

20

19,510

a [x

10-6K

-1]

Ni-Gehalt in Gew.-%

AlSi12Cu1(Mg)AlSi12Cu2(Mg)AlSi12Cu3(Mg)AlSi12Cu4(Mg)

2 3

a

b

Bild 7: Einfluss von Ni auf den thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Cu-haltigen Le-gierungen bei 250 °C: a) untereutektische Varianten; b) eutektische Varianten.

Gruppe 3: TA 110, 3VT LC

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