Aluminium metallurgi 8200262561 [PDF]

Zitiervorschau

OPPLÆRING

Tor H. Johansen

ALUMINIUM METALLURGI Utgitt i samarbeid med Skanaluminium

Universitetsforlaget

Kl

Nasjonalbiblioteket DepotbibUoteket

© Yrkesopplæringsrådet for håndverk og industri/ Universitetsforlaget 1978 ISBN 82-00-26256-1

Etter lov om opphavsrett til åndsverk av 12. mai 1961 er det forbudt å mangfoldiggjøre innholdet i denne bok, helt eller delvis, uten tillatelse fra forlaget. Forbudet gjelder enhver form for mangfoldiggjøring ved trykking, kopi­ ering, stensilering, båndinnspilling o.l.

Omslag: Jan Engebretsen

Trykk: Edgar Høgfeldt A.s. - Kristiansand S. 1978

Forord

Metallurgi, det vil si læren om metaller og framstilling av metaller, kan inndeles i to fagområder - prosessmetallurgi og fysikalsk metallurgi. Prosessmetallurgi omfatter framstilling av metaller, raffinering av råmetall og utstøping av legeringer. Det kan være vanskelig å gi en eksakt definisjon av fysikalsk metallurgi. Primært behandler fagområdet forhold omkring pro­ duktene fra prosessmetallurgien, man tenker da på produktenes mekaniske, fysikalske og kjemiske egenskaper. For å komme fram til egenskaper og kombinasjoner av egenskaper som gjør materialene egnet til bestemte formål, må man ha inngående kunnskap om metallenes indre oppbygging, makro- og mikro­ struktur, samt kjenne til sammenhengen mellom struktur og mekaniske egenskaper. Man må også ha kjennskap til hvordan disse faktorer avhenger av indre og ytre påvirkninger. Denne boka i fysikalsk metallurgi tar sikte på å belyse de for­ hold og de prinsipper som bestemmer metallenes egenskaper og anvendelse. Hovedvekten er lagt på aluminium og på aluminiumlegeringer, men grunnprinsippene som er behandlet, er generelle. Aluminium - Metallurgi er béregnet på studenter som skal be­ gynne et studium i maskinfag eller materialteknologi, og andre som er interessert i materialteknologi. Målet med boka er å gi en innføring i de prinsipper fysikalsk metallurgi bygger på. Dette målet er lettere å nå dersom man i tillegg til den teoretiske delen kan få anledning til å se ovennevnte prinsipper i praksis. Øvings°PPSaver i f°rm av enkle beskrivende laboratorieforsøk og regne­ oppgaver som tar for seg mer industrielt anvendbare problem­ stillinger, vil være en støtte for undervisningen. Ved henven­ delse til forfatteren kan man få tilpasset slike øvingsoppgaver til aktuelle undervisningsopplegg. Utgivelsen av boka er et resultat av et samarbeid mellom Skanaluminium og Universitetsforlaget.

Trondheim i november 1978

Tor H. Johansen

Innhold

Krystallstruktur 9 Atomstruktur 9 Det periodiske system 11 Atomære bindinger 12 Interatomær binding 12 Metallisk binding 14 van der Waals binding 14 lonebinding 14 Kovalent binding 15 Krystallstrukturer 15 Miller-indices 15 Litteratur 17 Diffusjon 18 Matematiske relasjoner 19 Ficks lover 20 Momentane elementærkilder 21 Nomogrammer 24 Diffusjonskoeffisienter 28 Litteratur 28

Defekter i krystaller 34 Termiske vibrasjoner 34 Punktdefekter 35 Linjedefekter - dislokasjoner 38 Litteratur 49 Faser - likevekt - tilstandsdiagrammer 50 Faseomvandlinger 50 Likevekt-stabilitet 51 Tilstandsdiagrammer 51 Binære tilstandsdiagrammer 52 Temære metalliske systemer 55 Seigring 58 Homogenisering 61 Litteratur 62

Herding av aluminiumlegeringer 63 Aluminium 63 Al-legeringer 64 Teorier for utherding 64 Mekanisme ved herding 65 Utfelling fra fast oppløsning 66 Oppsummering 68 Mikrostrukturer 69 Egenskaper hos Al-legeringer generelt 70 Egenskaper hos bestemte Al-legeringer 71 Automatlegeringer 79 Stikkord 85

Krysta llstrukt ur

De fleste metallene og legeringene, deriblant aluminium, foreligger i en fast krystallisk til­ stand når de anvendes til teknologiske for­ mål. Vi skal derfor starte med å se nærmere på de regulære atomarrangementene, som benevnes metallstrukturer.

Atomstruktur Vi tenker oss alle atomene bygd opp av tre typer byggesteiner: protoner, nøytroner og elektroner. Tabell 1 viser egenskapene hos disse partiklene. Tabell 7. Egenskaper hos fundamentalpartikler

Proton Nøytron Elektron

ladning (C)

masse (kg)

1,602 • 1019 0 1,602 • 10’19

1,672 • 10-27 1,675 • 10-27 9,109- 10-31

Hvert atom har en kjerne som består av pro­ toner og nøytroner, som i volum er mye min­ dre enn atomet. I tillegg til kjernen kommer et visst antall elektroner. Det er like mange elektroner som det er protoner i kjernen, og antallet protoner bestemmer atomnummeret -Z-. Av tabell 1 ser vi at det er stor forskjell mellom massen av et proton og massen av et elektron. Man kan si at atomets masse er kon­ sentrert til kjernen, mens atomets radius også er bestemt av elektronenes posisjoner. Kjer­ nene har en radius i størrelsesorden 10-12 cm, mens atomenes radius er 10-6 til 10-7 cm. Da den elektrostatiske ladningen for et pro­ ton er like stor som for et elektron, men med motsatt tegn, vil atomet som helhet være elektrostatisk nøytralt. Dersom et atom avgir eller tar opp elektroner, kaller man atomet for et ion. Som nevnt består kjernen av protoner og nøytroner. Antall nøytroner er omtrent det samme som antall protoner. Nøytronene vir­ ker inn på kjernens og dermed på atomets

9

masse, men ikke på dets ladning. Hvis man har konstant antall protoner i kjernen, det vil si -Z- er konstant, mens nøytrontallet varierer, har man forskjellige isotoper av stoffet med atomnummer -Z-. Magnesium skrives i symbolform som M Mg, hvor 12 = Z = atomnummer og M =

masse = Z protoner og nøytroner. Når det kjemiske tegnet skrives, behøver man ikke å ta med atomnummeret Z. Det eksisterer tre stabile isotoper for magnesium, 24Mg, 25Mg og 26Mg, og disse har ulike antall nøytroner i kjernen. Magnesium har i likhet med de an­ dre metallene, også ustabile isotoper. Denne ustabiliteten beror på at massen M har et meget begrenset stabilitetsområde. Eksem­ pelvis vil isotopene av type 23Mg og27Mg de­ komponere i løpet av noen minutter. Slike isotoper betegnes som ustabile.

N = No eksp (- Xt)

(1)

Hvor N = antall ustabile gjenværende ato­ mer etter tiden t. No = opprinnelig antall ustabile atomer med tiden t = 0. Å = decay-konstanten for isotopen (kalles også desintegrasjonskonstanten). Uttrykket i ligningen sier noe om levetiden for isotopen. Halveringstiden T er definert som den tiden det tar å redusere et gitt an­ tall ustabile atomer til det halve. Sammen­ hengen mellom halveringstiden T og desintegrasjonskonstanten Å er gitt i ligning (2). T = log e 2/A

^+82^.(£-^ dx2 h2

0

(3)

Her er qi en bølgefunksjon, m er masse, h er Plancks konstant og E og JU er uttrykk for energier. Resultatet av matematiske analyser i hen­ hold til ovennevnte betraktninger viser at det må være en (definert) sammenheng mellom elektronenes interne energifordeling og denne sett i forhold til kjernen. Dersom atomet befinner seg i normal til­ stand, vil elektronene i atomet alltid innta posisjoner hvor deres energi vil være så lav som mulig. Dette betyr at grunnstoffer som har to eller flere elektroner i atomet, vil ha elektroner som befinner seg på forskjellige energinivåer. For å beskrive disse energi­ nivåene har man innført sett av kvantetall. Man har primære kvantetall 1, 2, 3, 4 osv. Elektroner med forskjellige primære kvante­ tall avviker sterkt med hensyn til energistørrelse. Sekundære kvantetall s,p, d,f osv. an­ gir mindre energiforskjeller.

(2)

Tiden kan angis i sekunder, minutter eller år, avhengig av stabiliteten av isotopen. Alu­ minium har to stabile isotoper, 27Al og 26A1, og flere ustabile. Vi har i det foregående behandlet kjernen i atomet og skal nå se nærmere på den tredje hovedpart i byggesystemet, nemlig elektro­ nene. Å beskrive hvordan elektronene opp­ trer innenfor rammen av et atom, er ikke så

10

liketil. Man kan tenke seg at disse elektro­ nene roterer rundt kjernen i en eller annen bane, for eksempel sirkulært eller elliptisk, hvor de kan være uten å miste sin energi. Elektronenes oppførsel i disse banene kan beskrives ved hjelp av «kvantetallene», n, e, me og ms. Også ved hjelp av bølgemekanikken kan man beskrive hvorledes elektronene innpas­ ses i atomstrukturen. Her inngår Schroederligningen (3) som et viktig ledd.

Eksempel:

Hydrogen har 1 elektron, Helium har 2 elektroner, Bor har 5 elektroner, Al har 13 elektroner,

dvs. (Is)1 »

(Is)2

»

(ls)2,(2s)2,(2p)i

»

(Is)2, (2s)6, (3s)2, (3P)1

Tallet bak parentesen angir antall elektroner i vedkommende energitilstand. Som man ser, er det en bestemt systematikk i dette. Reglene for oppbyggingen er basert på en bestemt avhengighet mellom de før nevnte kvantetallene n, e, me og ms. I tabell 2 er det gitt en oversikt over elektronkonfigurasjonen til en del grunnstoffer. I denne tabellen legger man merke til at regulariteten i oppbyggingen av konfigurasjonen brytes av den første serien av overgangselementene (grunnstoffene fra nr. 21 scandium til nr. 28 nikkel). Vi ser i disse elementene at når ett eller to elektroner har funnet sin plass i den ytterste elektronbanen, i dette tilfelle (4s)-banen, vil

resten av de ledige elektronene fylle opp en elektronbane lenger inn (her 3d). Årsaken til dette spesielle forholdet er at energien til (4s)-elektronene er litt mindre enn energien til (3d)-elektronene. Som nevnt velger elek­ tronene alltid den energetisk gunstigste posi­ sjon.

Dette forhold fører til at valensen vil vari­ ere for disse elementene, men det vil også oppstå betydelige endringer av egenskapene til disse metallene ved legering, fordi elektronenergitilstandene lett blir påvirket og endret på gunn av inter-atomære reaksjoner i legeringen.

Tabell 2. Elektronkonfigurasjon Atom

Atomnr.

Hydrogen Helium Litium Beryllium Bor Karbon Neon Natrium Magnesium Aluminium Argon Kalium Kalsium Scandium Titan Vanadium Krom Mangan Jern Kobolt Nikkel Kopper Sink

1 2 3 4 5 6 10 11 12 13 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30

(Is)1 (Is)2 (ls)2(2s)> (1 s)2(2s)2 (ls)2(2s)2(2p)' (ls)2(2s)2(2p)2 (1S)2(2S)2(2P)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (1 s)2(2s)2(2p)6 (1 s)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (1 s)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6 (ls)2(2s)2(2p)6

Gallium

31

(ls)2(2s)2(2p)6 (3s)2(3p)6(3d)10 (4s)2 (4p)1

(3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2 (3s)2

(3P)1 (3p)6 (3p)6 (3p)6 (3p)6(3d)' (3p)6(3d)2 (3p)6(3d)3 (3p)6(3d)5 (3p)6(3d)5 (3p)6(3d)6 (3p)6(3d)7 (3p)6(3d)e (3p)6(3d)10 (3p)6(3d)'°

(4s)' (4s)2 (4s)2 (4s)2 (4s)2 (4s)' (4s)2 (4s)2 (4s)2 (4s)2 (4s)' (4s)2

Det periodiske system Regulariteten med hensyn til konfigurasjo­ nen i elementene fører til at tilsvarende regu­ laritet gjelder for mange andre egenskaper hos elementene. Det er for eksempel tilfellet med

variasjonen av den atomære senteravstand mellom naboatomer som funksjon av atomnummeret. Mange slike tabeller og kurver har sett dagens lys, og en av dem er det peri-

11

odiske system gitt i en form som vist i tabell 3. Elementer som hører til samme gruppe, kan ofte erstatte hverandre i legeringssammenheng. Svovel brukes for eksempel i stål for å bedre stålets maskinerbarhet, men man kan like gjeme bruke selen (34) og tellur (52). Wolfram (74) tilsettes stål for å bedre anløpningsbestandigheten, men man kan like gjeme bruke Mo (42) og til en viss grad krom (24). Ved å benytte det periodiske system kan man finne fram til et stort antall slike rela­ sjoner, og nettopp av den grunn anvendes tabellen i stor utstrekning til løsning av ulike typer problemer.

temperaturer vil verdien av U ha en betyde­ lig innflytelse på stabiliteten av atomarrangementene. Men både temperaturen og entropien er viktige parametere i forbindelse med strukturstabilitet.

van der Waals binding (svake tiltrekningskrefter mellom polariserte atomer)

Kovalent binding (Positive ioner deler valenselektroner) Metall-ioner

Atomære bindinger Vi har i det foregående sett på atomet som en uavhengig enhet. De metallene man bru­ ker daglig, er aggregater av atomer som er innordnet i et bestemt system, en krystallstruktur. Egenskapene til metallene avhen­ ger således ikke bare av hvordan atomet er bygd opp, men også av hvorledes atomene er ordnet i forhold til hverandre. Det er et utall av muligheter til å gruppere atomene, men naturen er så viselig innrettet at bare et fåtall atomarrangementer er stabile. Man kan definere et stabilt atomarrangement som den atomære tilstand enhver atomgruppering vil tendere mot uten ytre påvirkning. Dette vil si en spontan endring uten påvirk­ ning av eksternt arbeid, men endringen vil føre til at systemet av atomgrupperinger vil redusere sin frie energi. Definisjonen av fri energi G er

G = U-TS + pv

(4)

Her er U den delen av indre energi som syste­ met har mistet ved å gå fra en tilstand av uav­ hengige atomer til en tilstand av atomordning.

T = temperatur, S = entropi, p - trykk og v = volum

I kondenserte systemer, faste og flytende, er leddet pv av relativ liten interesse. Ved lave 12

lonebinding Sterke tiltrekningskrefter mellom positive og negative ioner.

Fig. 1. Bindingsmekanismer

Metallbinding

metalliske materialer

Interatomær binding De atomære bindingene i en vanlig legering er så komplekse at man ikke får dem analy­ sert kvantitativt selv ved bruk av moderne kvantemekanikk. Derimot får man et skje­ matisk bilde av hvorledes tiltrekning og frastøtning mellom atomer foregår i en stabil krystallstruktur. De kreftene som holder eller binder atomene sammen i en krystallstruktur i et metall eller en legering, er hovedsakelig av elektrisk natur (og ikke for eksempel av magnetisk). I tillegg til den elektrostatiske tiltrekningskraften som danner basis for ionebinding, har man andre typer av elektriske krefter som fører til kovalent binding, van der Waals binding, resonansstabilisering osv. Man kan si at alle disse bindingsmekanismene er i virksomhet i en gitt krystall (metall/legering), men den relative fordelingen

।

Sr

87,62

Rb

85,47

Fr

(223)

|

Rh

Ru

Ir

Os 190,2

—------144,2

92 U

140,9 91

m

K CS «-> a ca |

62

(242) |

(241) |

|

64

Gd 157,25 vj 8 o> ZB L2B

(25)

Blokk av dimensjoner g x b x c

Kons. i sentrum

•=• Cc

■^77 = 7T7 Cj

Cs

Cs

‘ initialkons. = C, ] overflatekons =CS

= SlOf/a2)

• SkDt/b1} ■ S(Dt/c2)

C|

C ( D t/r 2)

S

[ p t/(a , b eller c / J

Sylinder av dimensjoner rcm-gcm

Fig. 16. Lokalkonsentrasjoner i korte systemer og plate, hvor man tar hensyn til ende- og kanteffekter

27

Det er også mulig å anvende dette prinsip­ pet for diffusjon under en opphetnings- eller avkjølingsperiode for sammenligning med isoterm diffusjon, idet bidragene ved hver enkelt temperatur summeres. ZMi = Ddt

(26)

der D som funksjon av tiden t kan beregnes ut fra det termiske program Z(z), og integreres grafisk eller numerisk.

Diffusjonskoeffisienter Diffusjonskoeffisienten D for stofflig diffu­ sjon er som nevnt tidligere sterkt temperatur­ avhengig, i motsetning til den termiske diffusivitet a.

Tabell 5. Diffusjonsdata* Diffunderende element

Matrikselement

Frekvens- Aktiviseringsfaktor energiledd /)o(mm2/s) Q/R (K-i)

nikkel mangan aluminium (0,03 3.7 at% karbon 0 at% karbon 2 at% karbon 4 at% karbon 6 at% karbon

Y-jem y-jem Y-jem

3-4- 103 50 3 • 103

34000 33000 28000

y-jem a-jem y-jem Y-jem Y-jem

0,80 50 27 15 7

10000 19000 18000 16000 14500

0-2 % Cu 1,3 % Mg 5,5-1190 Mg 0,5 % Si 0,8 % Zn

Al Al Al Al Al

8 1,5 12 90 1200

17000 19000 15000 16000 14000

* N. Christensen: Diffusjon i metaller.

(27)

Do = frekvensfaktor (mm2/s) Q = aktiviseringsenergiJK1 mol-1 R = gasskonstanten 8,31 (J mol-1)

Frekvensfaktoren Do varierer mye innenfor de mest kjente legeringssystemer. Do = 0,79 mm2/s for diffusjon av karbon i a-Fe, og Do = 3 • 10 • 106 mm2/s for diffusjon av krom i a-Fe. Man kan dele inn diffusjonsparameteme i to grupper, en for diffusjon i substitusjonelle oppløsninger og en annen for diffusjon i interstitielle oppløsninger. Tabell 5 viser en del data.

28

Som beskrevet foran er diffusjonskoeffisien ­ ten temperaturavhengig. I tillegg vil den variere mer eller mindre med sammenset­ ning, forurensninger, krystallstruktur, komstørrelse. I denne boka antar vi imidlertid at diffusjonskoeffisienten bare er en funksjon av temperaturen.

Litteratur Christensen, N., 1970. Diffusjon i metaller. Komp. NTH. Darken, L. S. and Gurry, R. W., 1953. Physical Chemistry of Metals. McGraw-Hill, New York. Shewman, P. G., 1963. Diffusion in Solids. McGraw-Hill. New York.

m

o LO Cl CM Cl o O CM

co

o o o o

1 rj:

T O X o CM LO LD Cl /*2*L -< LO 00 Cl o o o o »—H

"^T* ‘-O

—' CN CN CO i—»—«

'sO

00 LO T-

LE

00 O N

00 00 LO N X o, o X O. O OJ — CM CM

d — X CM

—, O1 CM CM 'C CM CM

«0 CO CM

CM ''T (s CM

29

CO 00 CO

CO CO OT CO

—' CO O OT

OT 04 — OT

LO 04 04 OT

04 04 CO OT

co ot co OT

00 04 Kraft i slippretning = Pcosa Skjærspenning i slippsystemet

r = R • cosa • costp

Pcosa yl/costp

(31)

Uttrykket cosa costp benevnes Schmid-faktor og definerer orienteringen av slippsystemet. Grensebetingelsene for dette uttrykket er gitt ved cp = 0 eller a = 0. Dette gir ingen glid­ ning. Maksimal skjærspenning får man ved qp — a = 450°, som gir r =—.

Eksperimenter viser også at for hvert me­ tall og for hvert slippsystem kreves det en " bestemt kritisk spenning rc for at glidning skal oppstå. I ett og samme metall vil rc va­ riere med de ulike slipp-planene. 40

TC = G/=G^f = G4 = f

(32)

Man har her antatt rein elastisk tøyning, men dette er ikke helt riktig. Nødvendig korrek­ sjon gjør at ligning (32) blir 10

25

(33)

For aluminium blir rc = 7- 104/25 = 2800 N/mm2 når ligning (33) anvendes. Eksperi­ mentelt har man funnet at rc — 1 N/mm2, det vil si at den teoretiske verdi ligger 103~ 104 høyere enn den målte verdi. Dette forholdstallet gjelder for de fleste metaller. Ut fra disse verdiene kan man slutte at glidning ikke foregår ved at hele atomplan for­ flytter seg i forhold til hverandre, men ved en atomær bevegelse som krever mindre energi.

Dislokasjoner

bygningsfeil i gitteret. Enkelt kan man si at vi har et ekstra halvplan med atomer i kry­ stallenes øvre område i forhold til nedre del. Dette ufullstendige atomplanet ender i en kantdislokasjon, definert ved symbolet -_L -. Kantdislokasjonen balanserer på en måte mellom to hele atomrekker i krystallenes nedre område. Det skal derfor lite ytre på­ virkning til for at dette balanseforholdet endres ved at det ekstra halvplan med ato­ mer forflyttes mot venstre eller høyre (se fig. 26).

Forklaringen må da være at det foregår en lokal forskyvning av atomene over hver­ andre, og at denne lokale forskyvningen sprer seg inntil hele planet har flyttet seg en atomavstand. Dette innebærer at gitteret må inneholde betydelige linjefeil (disloka­ sjoner). En dislokasjon innbefatter:

A. Lokal uregelmessighet rundt en linje gjen­ nom gitteret. B. Linjen må ende i overflaten, i seg selv eller i andre linjefeil. C. Forskyvningsvektorene (slippvektorene) må være konstante langs linjen og lik et helt antall atomavstander i gitteret. Fig. 25 viser skjematisk en kantdislokasjon. Som man ser, fremkommer denne som en

Symbolet ”JL” benyttes om en positiv kantdislokasjon. ”T” anvendes på en nega­ tiv kantdislokasjon. En positiv og en negativ kantdislokasjon vil nøytralisere hverandre når de er i samme plan. Man skal være opp­ merksom på at dislokasjonen hele tiden be­ veger seg på slipp-planet, og at dislokasjonen

Fig. 25. Kantdislokasjon i gitteret

Fig. 26. Forflytning av kant­ dislokasjon på grunn av påsatt skjærspenning r

På fig. 26 ser man at kantdislokasjonen fra posisjon a) til c) har flyttet seg en atomav­ stand i samme retning som skjærspenningen virker. På denne måten kan dislokasjonen forflytte seg gjennom hele krystallen. Resul­ tatet av en slik vandring er en makroskopisk forflytning, en del av materialet beveger seg i forhold til omgivende områder, se fig. 27.

oooooo ©OOOOO ©oo©©© T ©ox©© © ©©©© © (a)

©©o©©© © © o© © © © ©Q©© © ©© © ©© ©© ©©© ' (b)

r

©© o © © © © ©O ©0 © © ©Q©@ © ©©©■*■©© ©©© © © (c)

Fig. 21. Materialbevegelse på grunn av kantdislokasjoners vandring

41

Fig. 28. Dislokasjonen indikerer grenselinje mellom forskjøvet og ikke-forskjøvet materiale

Slipp-plan

f : forskjøvet i'• ikke forskjøvet

kan betraktes som grenselinjen mellom ma­ teriale som har beveget seg, og materiale som er uberørt, se fig. 28.

Tilstedeværelsen av dislokasjoner i git­ teret fører til at gitterplanene i nærheten av dislokasjonene blir bøyde, det vil si at man har en elastisk deformasjon av gitteret. Moderne teknikker som elektromikroskopi gjør det mulig å observere dislokasjoner i materialet. Prinsippet er at man lager tynne folier av prøvematerialet. Tykkelsen på prø­ ven avhenger av materialets atomnummer. Prøven må være så tynn at en elektronstråle kan trenge gjennom folien. For aluminium må prøven være ca. 3-500 mm tykk, mens tyngre metaller må ha enda tynnere prøver. Når elektronstrålen trenger gjennom prøven, vil gitterplanene reflektere strålen. Der git­ terplanene er rette, vil man få en bestemt intensitet av den reflekterte strålen. I områ­ der der gitterplanene er bøyde, vil refleksjonsbetingelsene være annerledes, og in­ tensiteten vil bli en annen. Dislokasjonene fremkommer på elektronbildet som mørke linjer, skyggelinjer. Ved påkjenning av folien kan man også se at dislokasjonene beveger seg og danner et trinn når de forsvinner i overflaten. Transmisjonselektronmikroskopene har en oppløselighet på ca. 1 mm, det vil si at man ikke kan observere de enkelte atomene. lonemikroskopene har bedre oppløselighet, og man kan her observere de enkelte atomene. Man kan således studere oppbyggingen av atomer rundt en dislokasjon. Fig. 29 viser skjematisk hvordan en skygge­ virkning dannes på grunn av bøyde gitterplan. Fig. 30 viser et elektronbilde som innehol­ der dislokasjoner i en aluminiumlegering. 42

Fig. 29. Dannelse av skyggevirkning på grunn av dislokasjoner

Mengden av dislokasjoner angis som dislokasjonstetthet, det vil si antall dislokasjo­ ner som krysser en flateenhet i et snittplan. Dislokasjoner er ikke som vakanser under­ lagt bestemte likevektsbetingelser. Dislokasjonstettheten i metaller er sjelden mindre enn 106/cm2, men kan i kraftig deformert materiale være opp mot l012/cm2. Burgers vektor

Dislokasjonene kan opptre i materialet på mange ulike måter. De kan være fordelt i et tilfeldig nettverk, eller de kan ligge i subkomgrenser. Skal man kunne systematisere dislokasjonenes form og bevegelse, trenger man karakteristiske parametere som beskri­ ver dette. En slik nyttig parameter er «Burgers vektor». Den fremkommer på følgende måte: Man har et todimensjonalt gitter, og i dette lager man et sluttet kretsløp. Da har man gått like mange steg i hver retning. Dersom det ikke er noen dislokasjoner i materialet, har man kommet tilbake til utgangspunktet.

Fig. 30. Dislokasjoner i en aluminiumlegering

a) Dislokasjonsspiraler dannet ved bråkjøling. Lege­ ring: Al-4 % Cu

d) Diskontinuerlig utfelling på dislokasjoner. Legering: Al-4 % Cu

b) Utfellinger på dislokasjonsspiraler. Homogen for­ deling av utfellingen inne i korna. Legering: Al-4 % Cu

e) Heterogen fordeling av utfellinger på korngrenser. Homogen fordeling av utfellinger inne i korna. Utfellingsfri sone (PFZ) langs korngrensene. Legering: Al - 6 % Zn - 2 % Mg

c) Heterogen utfelling av MgsSi partikler på disloka­ sjoner. Legering: Al + 0,63 % Mg + 0,37 % Si

f) Heterogen fordeling av likevektsfasen. Legering: Al - 6 % Zn - 2 % Mg

43

g) Heterogen fordeling av utfellinger på komgrensen. Etter å ha fått en presipitatfri sone (PFZ) langs komgrensene under utherding ved en temperatur, kan man få en ny homogen fordeling av utfellingen inne i PFZ ved å senke utherdingstemperaturen. Legering: Al - 6 % Zn - 2 % Mg

h) Plateformede A12Cu(P') utfellinger. «Strekene» er plater satt på høykant. Bildet er en (lOO)-projeksjon av aluminiumgitteret, og viser at platene ligger på (110)-plan. Utfellingen omgis av mange dislokasjoner. Legering: Al - 4 % Cu.

Er det dislokasjoner til stede, vil man opp­ dage at man ikke har kommet til utgangs­ punktet. Vektoren fra sluttpunkt F til ut­ gangspunktet S, det vil si den vektoren som slutter kretsen, er et uttrykk for hvor stor gitterforskyvning som er forårsaket av dislokasjonen(e). Det er denne vektoren som heter Burgers vektor “Æ”, se fig. 31.

Dersom avviket b = FS er med klokka, sier man at dislokasjonen er positiv. I motsatt fall er den negativ. Definisjonen på Burgers vektor kan sammenfattes slik:

Et symmetrisk, kretsløp vil, når kretsløpet om­ slutter en dislokasjon, ikke ende i seg selv, b er den vektor som forbinder startpunkt med endepunkt. Vi har her behandlet kantdislokasjoner nok­ så inngående, men det finnes også andre typer dislokasjoner i gitteret. Den mest van­ lige av disse er skruedislokasjonen, som ofte betegnes med symbolet O. Skruevirkningen er vist skjematisk i fig. 32 b.

Fig. 31. Burgers vektor

Fig. 32. Kant- og skruedislokasjoner

44

I

Slipp-planet

Vi har nå sett at en dislokasjon flytter seg ved at atomene nærmest dislokasjonslinjen flyt­ ter seg et trinn gitt ved vektoren b. Slippplanet for dislokasjonen kan da defineres som det plan som er felles for dislokasjonslinjen og Burgers vektor. Hvis N er normalen på det planet som dislokasjonen beveger seg i, kan vi skrive N x b = 0 for slipp-planet. I enkelte tilfeller kan en dislokasjon tvin­ ges til å bevege seg i et annet plan, det vil si N x b 0. Dette krever en volumendring, og i «kjølvannet» bak dislokasjonen vil gitteret bli ødelagt. Det er vist at rekker av punktfeil (vakanser, interstitialer) kan oppstå på denne måten. En kantdislokasjon har Burgers vektor normalt på dislokasjonslinjen, den har derfor bare ett mulig slipp-plan. Skruedislokasjonen har b parallell med dislokasjonslinjen, og kan da velge slipp-plan. På grunn av gitterstrukturen vil antallet likevel bli begrenset. IFCCgitter vil en skruedislokasjon kunne velge mellom to plan. Det kalles for «cross-slip» (tverrslipp) når en skruedislokasjon under be­ vegelse bytter plan.

Denne ligningen er gyldig for r> 3-5 atomradier. Hvis vi setter

blir lign. (34)

rsu - rU8 = Ds—

(35)

Kantdislokasjon

Elastiske egenskaper

Gitterforstyrrelsen som en dislokasjon fører til, vil påvirke gitteret over store avstander. Gitteret vil bli deformert, og det oppstår et spenningsfelt rundt dislokasjonen. Man antar at gitteret med unntak av de aller nærmeste områdene rundt dislokasjonen, oppfører seg elastisk. Ut fra forskyvningen av gitteret (gitt ved /») kan man finne deformasjonen, og ved hjelp av Hookes lov kan spenningen be­ regnes. Av fig. 33 ser vi at forskyvningen ble b 2nr Dette tilsvarer i elastisk spenning

rau 3 tua = y • G — -G 2nr

(34)

Her er deformasjonen en funksjon av vin­ kelen U, og beregningen er mer komplisert. I polarkoordinater blir skjærspenningen G -b 1 /cos8\ 2n 1—o \ r / Tr8 = Dk

A-

(36)

cos8 r

2n

-v

v = Poissons tall

Vi ser av lign. (34) og (36) at spenningene av­ tar lineært med avstanden -r- fra en disloka­ sjon. Dette viser den lange rekkevidden av slike spenninger, og man innser også at dislokasjonene vil påvirke hverandre. Vi har her sett på elastiske egenskaper, og i kjernen av dislokasjonen gjelder ikke for45

melverket Man setter derfor en minimum verdi på r lik ro. Gyldighetsområdet for formelverket vil være for f>ro. En skjærkraft i vektor Z>’s retning vil på­ virke dislokasjonen med en kraft

K — r • b (pr. lengdeenhet langs dislokasjonen) (37)

Fig. 34 gir en oversikt over spenningsfelter rundt skrue- og kantdislokasjonen.

Skruedislokasjon

Kartesiske koord-

(a =_Gb__

xx 2rr(1 -v) (x2*/)2

„ .___ Gb . .Ytf-Y2}2tt(1 -v) (x2*y2 )2

ayy

Gvb °zz~xx{ 1 -v) ax y " °yx“

y

Gb x(x2- y2 2fT (1 -V) ( X2* y2 )'

^xz

Sylindriske koord.:

G = tr I °9Z °øz- 2ir

r

Vrr= og av smeltefasen, Ml, er Ci = Ma,

Ly \ 100/

Ma, + Ml< = 100

M,, (Cl,~ C«,) = 100 (Cl,~ G)

e||er

Ml, (Cl, - CJ = 100 (Ci - C„,) Ovennevnte ligninger betegnes som «vekt­ stangregelen», hvor momentet av totalmasse (100 kg) ganger konsentrasjonsarmen (Cl, — Ci) eller (Ci ~ Cl,) er lik produktet av masse og arm for henholdsvis Ma] og Ml,.

a) I det eutektiske system skilles primært ut henholdsvis a- og p-krystaller, som under avkjølingen endrer sin sammensetning til de eutektiske konsentrasjoner ae og pe. Den nonvariante likevekt ved Tx forløper: Liq. Le

ae + p e

inntil all eutektisk smelte er oppbrukt.

b) I det peritektiske system skiller det pri­ mært ut ai- og as-krystaller ved avkjøling av de to legeringer. Ved avkjøling til den nonvariante temperatur 7], forskyves sam­ mensetningen til ap, og disse krystallene re­ agerer med den peritektiske smeiten:

Liq. Lp + ap -* pp

I legering X] er denne reaksjonen avsluttet når all smelte er brukt opp. I legering X? forsvinner ap ved reaksjonen. I første tilfelle får man altså tofaseområdet (a + p) under videre avkjøling, i legering X? en likevekt mellom p og L. Ved temperaturen T\ tilsva­ rende konsentrasjonen p‘, forsvinner også smeiten, og man har et enfasesystem inntil a" begynner å skilles ut ved temperaturen jr* H Mengden av de faser som opptrer, kan som kjent beregnes ved hjelp av vektstangregelen, det vil si en materialbalanse. I fig. 44 a og for 100 g legering av sammensetning X1 får man mengdene Ma og Ml av fasene a, ogLi uttrykt slik: lOOXi — Ma • ai + Ml ' L\

= Ma • ai + (100 - Mj) Li

Ma (Ci - ai) = 100 (Li - Ai) 53

Fig. 44. Eutektisk og peritektisk system

Strukturer ved eutektisk og peritektisk størkning

Når man har «eutektiske» og «peritektiske» reaksjoner mellom bare faste faser, benevnes reaksjonene eutektoide og peritektoide. For Fe-C-systemet for eksempel får man ved 1490 °C peritektisk omvandling (smelte, 5ferritt og austenitt), ved 1130 °C eutektisk omvandling (smelte, austenitt og cementitt). Det er ikke sjelden at et system av to me­ talliske elementer er delt opp ved intermediær fase, en fase som også kan oppfattes som en kjemisk forbindelse 74mÆn, se fig. 45. Av figuren kan vi se at dette systemet kan be­ handles som en kombinasjon av to delsystemer tilsvarende fig. 44 a og b. Opptreden av en eller flere intermediære faser representerer således ingen prinsipielt forskjellige typer av faselikevekter utover dem som er diskutert. 54

Mikrostrukturen i eutektiske systemer som har fått krystallisere tilstrekkelig langsomt, består av blandkrystaller og den eutektiske blanding (ae + pe) i et mengdeforhold av­ hengig av legeringens sammensetning. I ek­ semplene fra fig. 44 a for legeringene Xi og Xz vil legering Xi bestå av 30 °/ eutektikum og 70 % primært utskilte a-blandkrystaller ved en temperatur like under Ti. For lege­ ring Xz finner man noe mindre eutektikum og noe mer primær p-fase. Ved meget lang­ som avkjøling etter den eutektiske krystalli­ sasjonen forandres sammensetningen av blandkrystallene i samsvar med oppløselighetskurvene, både i de primært utskilte kom og i de ae- og pe—krystaller som inngår i eutektikum. Den eutektiske blanding (ae + pe) dannes ved vekselvis krystallisasjon og er vanligvis meget finkornet. Ofte kan det i mikroskop være vanskelig å se at eutektikum består av to faser. Et meget interessant og allmenngyl­ dig trekk ved en eutektisk struktur er dens geometri, som er lamellær. Denne lamellære oppbygningen beror på systemets art og reinhetsgrad samt på avkjølingsforholdene. De kinetiske faktorer som er avgjørende for ut­ formingen av den eutektiske blanding, vil ikke bli omtalt i denne boka. Vi vil imidler­

tid understreke at eutektikum er et struktur­ element, men ikke noen fase i termodynamisk forstand. Fig. 46 viser en typisk eutektisk lamellær struktur. I peritektiske systemer finner man som re­ gel ikke den struktur man må vente ut fra likevektsdiagrammet, selv etter meget lang­ som kjøling. Legering X? i fig. 44 b) skulle teoretisk være rein |3-fase ved temperaturer mellom T' og T", og ca. 70 % - 30 % a etter avkjøling til romtemperatur. Imidlertid dan-

nes det peritektiske pkrystaller ved om­ setning mellom smelte og a-fasen; og reaksjonsproduktet legger seg som en kappe eller kruste rundt a-krystallene. Jo tykkere denne kappa blir, desto lengre blir diffusjonsveien, og desto lengre tid kreves for reaksjonen mel­ lom smeiten og det indre av krystallene. Først ved langvarig gløding, gjeme kombinert med plastisk deformasjon, får man den struktur som svarer til likevektsdiagrammet. Dette forhold har for øvrig gitt systemet dets navn, idet forstavelsen «peri-» betyr «omkring» og refererer til den omhylling som dannes på overflaten av de primære krystaller ved reak­ sjon med smeiten.

Ternære metalliske systemer

Fig. 46. Eutektoidisk struktur - perlitt

a) Likevektsstruktur i eutektoidisk stal - SK7, 0,75 % C 0,20 % Si - 0,25 % Mn - rest Fe. Austenittisert ved 950 °C i 1 time - luftavkjolt. Lysinikroskop (LM) (Inst, for Fysikalsk Metallurgi, NTH)

b) Samme som fig. 46 a, fotografert i transmisjon elektronmikroskop (TEM) (Inst, for Fvsikalsk Metallurgi, NTH)

En rekke teknisk viktige legeringer lar seg ikke beskrive tilfredsstillende ut fra et for­ enklet binært diagram for hovedkomponen­ tene. I systemer med tre hovedkomponenter er det mulig å fremstille faselikevekten grafisk i et temært fasediagram. Som kjent angir man konsentrasjon ved beliggenheten i et triangel (60°). Da sum­ men av avstandene fra ethvert punkt innen­ for triangelet til sidekantene er konstant, kan disse avstandene benyttes som mål for kon­ sentrasjonene. Av praktiske grunner leser man av konsentrasjonene langs de tre akser. I analogi med de binære diagrammer skulle temperaturen avsettes langs en akse normalt på konsentrasjonen i triangelet. I binære tilstandsdiagrammer er fasegrensene linjer i planet, mens fasegrensene i et temært tilstandsdiagram vil være linjer i rommet (tredimensjonalt). Et temært til­ standsdiagram vil derfor bli en rom-modell, og det ville bli vanskelig å lese av sammensetningsforhold i legeringen ved ulike tempe­ raturer. Av denne grunn benytter man isoterme snitt, supplert med en horisontalprojeksjon av de kurver som markerer skjæring mellom liquidusflatene i systemet. Som til­ leggsinformasjon kan man også angi skjæring 55

av disse og andre grenseflater med vertikalplan. Det vil føre for langt å behandle alle aspek­ ter ved temære diagrammer. Vi vil derfor

Fig. 47. Trerand-eutetika og temært eutektikum Et

56

bare se kort på intermetalliske forbindelser i temære systemer. Fig. 4 7 viser et system av trerand-eutektika og temært eutektikum Et. Fig. 48 viser systemet Al-Mg-Si.

d)

Intermetalliske forbindelser I fig. 48 har vi noe forenklet skissert Al-MgSi-systemet. Ved ca. 64 vektprosent Mg i Mg-Si-systemet opptrer en høytsmeltende forbindelse Mg2Si, som også er stabil ved til­ setning av aluminium i dominerende meng­

der. MgsSi felles med andre ord ut som en fase ved avkjøling av visse legeringer. Ved likevekt mellom smeiten og denne forbindel­ sen kan tydeligvis ikke alle hovedkomponen ­ tene eller faste oppløsninger opptre samtidig. Det viser seg mulig å behandle det totale 57

systemet som to delsystemer, Al-Mg2Si-Si og Al-Mg-Mg2Si. Et vertikalt snitt gjennom rommodellen langs den strekede forbindel­ seslinje Al-Mg2Si i fig. 48, representerer et såkalt pseudo-binært snitt, der Al og Mg2Si kan anses som komponentene. Legeringer av sammensetning beliggende på denne linjen vil krystallisere seg som binære legeringer. Ved hjelp av slike snitt, vanligvis lagt ved en konstant konsentrasjon av en av kompo­ nentene, kan man lese av hvilke faser eller fasekombinasjoner som vil opptre ved en gitt temperatur og sammensetning. Derimot kan man ikke lese av sammensetningen av disse faser og heller ikke deres innbyrdes mengde­ forhold. Det pseudo-binære snittet fra Al-hjømet til forbindelsen Mg2Si finnes igjen som en åsrygg i temperaturlandskapet. Dette har man forsøkt å vise i fig. 48a, der isotermer fra 580 ° C til 700 °C er inntegnet i fullstendig analogi med høydekurvene i et kart. Figurene viser også detaljene ved de eutektiske «dal­ fører» som utgår fra randsystemene Al-Si og Si-Mg og fra eutektikum i det pseudo-binære snitt, og som sammen munner ut i det ternære eutektikum ved 577°C og ca. 14 °/c Si og ca. 6 °/c Mg. Fra det pseudo-binære eutekti­ kum går også et annet «dalføre» nedover til et temært eutektikum nær randsystemet Al-Mg. For Al-legeringer vil utsnittet i fig. 48c dekke alle aktuelle praktiske legeringer. Vi ser at fasene som kan opptre, er a, p og Mg2Si. Nyere forskning har imidlertid vist at de fin­ nes i flere ulike vektvariasjoner, og at de i praksis viser seg å være svært stabile i visse temperaturområder.

Seigring Seigring er et fenomen som oppstår når en smelte størkner. I det ferdige støpet vil det ofte forekomme konsentrasjonsgradienter. Enkelte elementer har en større seigringsten58

Fig. 49. Seigringkoeffisient

dens enn andre. Vi skal her bare kort omtale seigringskoeffisienten og ulike former for seigring samt beskrive beregningsgrunnlaget. Fordelingskoeffisient

Denne koeffisienten angir fordeling mellom smelte og fast fase, og gir forholdet mellom konsentrasjonen av oppløst element i fast me­ tall og smelte Z-

—

G k kan være 1 avhengig av formen på tilstandsdiagrammet.

Normal seigring

Ved vekst av blandkrystaller vil det foran grenseflaten mellom fase og smelte bygge seg opp en konsentrasjonsgradient av det element eller de elementer som har mindre oppløselig­ het i fast fase enn i flytende fase (k < 1). En annen effekt av anrikningen av Æ-komponenten i flytende fase er at frysetempera-

turen vil synke (k < 1). Dette resulterer i at det oppstår et område med underkjølt smelte like foran størkningsfronten med en positiv temperaturgradient. Denne effekten kalles konsentrasjonsunderkjøling, da den skyldes en lokal forandring av konsentrasjonen. Denne type underkjøling er av stor betydning ved størkning av metaller. Dendrittisk vekst vil bare finne sted i underkjølt smelte. Det vil også finne sted kimdannelse i den underkjølte smeiten, og dette har stor betydning ved komforfming av legeringer.

I blokkens sentrum vil restsmelten således være anriket på forurensninger og legeringselementer. Når denne størkner, vil den gi opphav til makroseigring eller blokkseigring. Denne effekten vil være mest utpreget ved ensrettet vekst av søylekrystaller og meget lite markert ved vekst av små polyedriske krystaller. Av andre typer seigringer har man om­ vendt seigring, gravitasjonsseigring og bandseigringer. Beregningsgrunnlag

Mikroseigring Ved den begynnende krystallisasjon vil den først utskilte faste fase være fattig på legeringselementer. Ved kom som har størknet seinere, vil kon­ sentrasjonen av oppløst element være anner­ ledes. Dette kaller man krystall- eller mikro­ seigring. Den anrikede flytende fasen foran størkningsfronten vil samle seg der to kom støter sammen, og det vil oppstå intergranulær seigring. Denne kan være intercellulær eller interdendrittisk, avhengig av veksttype. Makroseigring Denne type seigring oppstår for eksempel når en smelte størkner i en kokille. Generelt gjel­ der for størkning at de krystaller som først skilles ut, har lavere konsentrasjon av legeringselementer enn smeiten omkring. Dette er også tilfellet med størkning i kokillen. Men her vil den kraftige omrøringen som den oppgående gassen og den nedsynkende smeiten forårsaker, føre til at smeiten som omgir de første krystallene, vil være av samme sam­ mensetning som hele restsmelten. De første krystallene skilles ut ved kokilleveggen. Når størkningen har kommet så langt at overflaten hindrer gassutslipp, stanser om­ røringen i smeiten. Fra nå av vil den smeiten som omgir de størknede krystallene, stadig anrikes på legeringselementene, og vi får markert skille i sammensetning på den ytre sonen i kjernen.

Definisjoner = k = ~fCl Seigringskoeffisient = (1 - k) Frysepunktdepresjon = A 71 Smeltepunktdepresjon = A Ts Krystallisasjonsintervall = A 7L = A Ts - A 71

Fordelingskoeffisient

Utledede størrelser

A Ts = ATLk ATkr = åri-v) \ k /

van Hoffs ligning for den molare frysepunkt­ depresjon:

ATI _ (i-m/A2 Al sm^

1 Mb

1

1 Mb

99 Mx

Ma å/b

= molvekt element A = molvekt element B

59

Eksempel For tre binære legeringssystemer hvor man teoretisk kan ha seigringer, er følgende oppgitt: System 1 (1-*) 2 maks. fast oppi, (vekt %)

I 0,57 14,9

II 0,83 5,65

III 0,22 1,52

Grensen mellom tilstandsfeltene a, a+Z, L kan anses som rette linjer.

Oppgave: Skisser den aktuelle delen av tilstandsdiagrammet for de tre legeringssystemene og angi rekkefølgen av seigringstendensen. Løsning Man kjenner her K og Cs, og Cl kan bereg­ nes.

System I 1-Z = 1-CS/CL = 0,57 CL = 34,7% System II 1-Å= 1-Cs/Cl = 0,83 Cl = 33,2% System III 1-Å = 1-CS/CL = 0,22 CL=1,95% Skisse av de tre systemene:

Jo mindre k = Cs/Ci er, jo større er seigrings­ koeffisienten, og dermed får man større ten­ dens til seigring. Rekkefølgen blir da etter av­ tagende seigringstendens:

system 2

system 3.

system 1

Avvik fra likevekt

Dersom en binær legering størkner under for­ hold som gir god blanding i den flytende fase, men utilstrekkelig tid til diffusjon i de utfelte krystaller, vil man få maksimal seigring. I slike tilfeller kan vi ved en enkel materialbalanse vise at konsentrasjonen Cl i restsmelten vil øke i forhold til utgangskonsentrasjonen Co etter følgende ligning:

Cl = Co (ttZo/tzzl)1

(46)

k

Her er mo og mi massen av flytende legering henholdsvis ved start og ved delvis avsluttet krystallisasjon, og (l~k) er seigringskoeffi­ sienten. Ligning (46) kan omskrives til:

Fig. 51. Binære tilstands­ diagrammer - seigringstendens

Dersom liquidus- og soliduskurvene avviker sterkt fra rette linjer, kan seigringsforløpet be­ regnes ved grafisk integrasjon av uttrykket i ligning (48)

dCi. Cl-Cs

(48)

Et eksempel på slik beregning er vist i tabell 8 for et stål med 0,25 % C. Tabell 8. Idealisert beregning av mikroseigring

Det er den legering som har størst avstand mellom solidus- og liquiduslinjene, som har størst seigring. Tallmessig kan dette vises ved seigringskoeffisienten 1 -k. 60

Prosent restsmelte

100

50

25

10

Temp °C

1516

1470

Cl %

0,25

0,44

1460 0,77

1440 1,61

Tabellen viser at det kan opptre størkningsintervall på over 50 °C og en karbonøkning på godt over 0,5 °C. Man må være klar over at den forutsatte fullstendige blanding av smeltefasen neppe er realistisk ved 10 % restsmelte, og at diffu­ sjon i noen grad motvirker karbonanrikningen.

Homogenisering I kapitlet om krystallstruktur behandlet vi seigringsfenomener, og vi skal her se noe nær­ mere på hvorledes seigringer kan reduseres på grunn av diffusjon. En utjevning av inhomogeniteten foregår meget langsomt ved romtemperatur. I praksis foregår en slik homogenisering ved en temperatur som ikke ligger langt unna legeringens smeltetemperatur. I mange legeringer oppnår man en fullstendig homogenisering uten spesielle vanskeligheter, for eksempel i Al-legeringer. Båndstruktur i stål som oppstår under valsing av blokken til billets eller plater, er derimot verre å fjerne. Disse båndene repre­ senterer områder med en sterk seigring av forskjellige legeringselementer som følge av

størkningsprosessen i kokillen. Ved at man valser støpeblokken, blir seigringssonene til lange og smale bånd. Avstanden mellom båndene kan variere en god del, avhengig av både seigringsgraden og deformasjonsgraden. Denne seigringseffekten kan fjernes hvis legeringselementene er i stand til å diffundere bort fra områdene med høy konsen­ trasjon til områder med liten konsentrasjon. Vi skal her behandle det matematiske grunn­ laget man bygger på, for å kunne forutse en eventuell effekt av en varmebehandling. Man antar at konsentrasjon av legerings­ elementene varierer som en sinusfunksjon med avstanden, omkring en middelverdi av konsentrasjonen.

C = Cm sin-y~

(49)

C = variasjonen fra middelkonsentrasjonen i posisjon x Cm - den ideelle maksimumsvariasjon fra middelkonsentrasjonen. X = avstanden, m eller mm l = avstanden mellom et område med mak­ simal konsentrasjon og et område med minimal konsentrasjon, se fig. 52.

Fig. 52. Konsentrasjonsutjevning av et leg.element ved diffusjon etter homo­ genisering. Materialet har store konsentrasjonsforskjeller etter valsing, angitt ved konsentrasjonsstørrelsen % Co. Denne er etter diffusjon blitt redusert til

61

Ved å kombinere ligning (49) med Ficks 2. lov (6C/6T = D 52C/6X2) får man C = Cm sin^y- eksp. L

(—D * " \

L

(50)

genisering på 1100 °C er denne differensen redusert til 0,4 % Mn. Hva er holdetiden ved 1100 °C for å oppnå dette hvis avstanden mellom seigringstoppene er 0,01 cm?

/

I denne ligningen er Cm konstant, og da man er interessert i de maksimale verdier, kan man sette sinusfunksjon lik 1. Det betyr at det er faktoren eksp (-DZn2//2) som kontrollerer hvor mye seigringen skal reduseres med i løpet av tiden t.

Vi ser av ovennevnte relasjon at avstanden mellom seigringstoppene er en dominerende parameter. Det samme er temperaturen, fordi den bestemmer størrelsen D. Ser man på manganseigring i stål, kan det være meget vanskelig å fjerne denne på blokkstadiet, fordi diffusjonsveiene for man­ gan blir så lange. Når blokken valses, vil også avstanden mellom seigringstoppene - l reduseres, og dette vil lette diffusjonen av mangan. Eksempel I et stål har man funnet en konsentrasjonsforskjell i mangan på 0,6 %. Etter en homo­

D0Mn = 35 mm2/s 0 = 67000 cal/mol = J/mol

Man må her beregne diffusjonskoeffisienten for mangan i austenitt ved 1100 °C. -ØMn =35 eksp

67000

\

o in_q

9/

WI373) 2'1° 9mm2/s D ■ t • n2 l2 2 • 1Q-9 -t-n2 0,12

t = 2,06-105 s = 57,2 timer

Litteratur R. P. Elliot, 1965. First suppl. to (1). M. Hansen, 1958. Constitution of binary alloys. McGraw-Hill. London.

Herding av aluminiumlegeringer

Totalforbruket av stål i verden er noe større enn forbruket av aluminium. Det har etter 1945 vært en meget sterk vekst i aluminiumproduksjonen. Dette har sin årsak i at alu­ minium er et lett metall, har gode korro­ sjonsegenskaper, tilfredsstillende fasthet og seighet, er lett å produsere og gir gunstig økonomi. På bakgrunn av dette benyttes alu­ minium til stadig flere formål. Som reint metall brukes aluminium i beskjedne meng­ der, hovedtyngden forekommer i Al-legeringer.

Aluminium Rein aluminium er i likhet med mange andre alminnelig anvendte reine metaller et meget bløtt materiale med lav fasthet. Dette reine metallet har mange gode og nyttige egen­ skaper, som høy ledningsevne, god kjemisk bestandighet og meget høy glans ved po­ lering. Men skal aluminium benyttes til for­ mål der krav til mekanisk styrke kommer inn, må den legeres og/eller kaldbearbeides. Rein aluminium som fremstilles industri­ elt, har en reinhet på bare 99.0-99.9 %, gjennomsnittlig ca. 99.5 %. Det finnes imid­ lertid verk som leverer reinaluminium av renhetsgrad 99.999 (Vigeland Bruk). De vanligste forurensningene er jern og silisium. Disse forurensningene gjør at fastheten er bedre i det reine metallet (99.999 %), og der­ for er industrielt rein aluminium brukbar for mange formål uten videre tilsats av legeringselementer.

Data for rein aluminium: M = 26,97 Tetthet: p Termisk utvidelse: » konduktivitet: A Elektrisk motstand: Termisk diffusivitet: a Smeltepunkt: Kokepunkt: E-modul:

= 2,7 gcm~3 24 ■ 10“6 mm/mm °C = 2 w cm-1 °C 1 2.65 p Q cm = 0,8 cm2 s-' 660 °C 2060 °C = 70000 N/mm2

63

op °o,2 610 a

Strekkfasthet: Flytegrense: Duktilitet: FCC: Normalpotensial: Tetthet AI2O3 :

f

= = =

50 N/mm2 20 N/mm2 50 % 4,04 Å 1,7V = 3,7 g cm 3

Tabell 9. Teknisk rein Al N/mm2 °P 002

%6io

Bløt

Halvhard

Hard

70 20 30

110 80 5

140 120 4

Fordeler: Lav tetthet, høy elektrisk og termisk ledningsevne (50-60 % av ledningsevne for Cu), god korrosjonsbestandighet (på grunn av tett oksydfilm som hefter godt) og god formbarhet ved vanlige prosesser.

Mangler: Lav styrke, som bare kan økes ved kaldbearbeiding og legering.

Al-legeringer Legeringstyper

Over halvparten av det aluminium som pro­ duseres, legerer man for å forbedre styrke­ egenskapene. Ved riktig valg av legeringselementer og tilsatsmengder kan man oppnå materialer med meget interessante egenska­ per. Inndeling av Al-legeringer i typer eller grupper kan skje etter to forskjellige prin­ sipper:

I. Inndeling etter tilvirkningsprosess A. Knalegeringer (for plastisk bearbei­ ding: valsing, ekstrudering, trekking) B. Støpelegeringer (formgivning ved støping) II. Inndeling etter metallurgiske prinsipper A. Ikke utherdbare legeringer B. Utherdbare legeringer

Inndelingen etter tilvirkningsprosess henger sammen med at man stiller vesensforskjellige 64

krav til materialegenskapene hos en knalegering og hos en støpelegering. Plastisk be­ arbeiding som valsing, smiing og pressing krever et duktilt materiale som ikke yter for høy motstand ved deformasjonen. I dette til­ fellet vil man holde legeringstilsatsene så lave som mulig, fordi opplegering medfører at motstanden ved deformasjon øker. Man opp­ når ved plastisk bearbeiding en gunstigere struktur i materialet enn ved støping. Man kan også utnytte deformasjonsherdingen slik at man ved beskjedne mengder legeringselementer oppnår gode mekaniske egenskaper. I støpegods foregår det ikke noen formendring i fast tilstand. Øket fasthet og styrke her er en funksjon bare av legeringselementene og mengden av disse. Av den grunn inneholder støpelegeringer vesentlig høyere mengder av legeringselementer enn knalege­ ringer. Stort sett er det de samme legeringselementene som brukes i begge typer lege­ ringer. Inndelingen etter metallurgiske prinsip­ per bygger på det fenomen at man i enkelte legeringer kan ha utherding, mens dette ikke er tilfellet med mange andre legeringer. Hva forstår vi med begrepet utherding? Elementer som går i fast løsning i et modergitter eller en moderfase, medfører at hard­ heten i moderfasen øker. Elementer som løses i aluminium, medfører en økning av hardheten av aluminium, og hardhetsøkningen vil være proporsjonal med tilsatsen av legeringselemen­ ter. Så langt er det et allmenngyldig prinsipp, men skal man få en ytterligere hardhetsøkning på grunn av legeringselementene, uten kaldbearbeiding, er dette mulig bare for ut­ herdbare legeringer. De utherdbare legerin­ gene frembringer en betraktelig hardhetsøkning ved varmebehandling.

Teorier for utherding Betingelsen for at en legering kan være utherdbar, er først og fremst at ett eller flere legeringselementer er oppløselig i fast ålu-

minium ved en forholdsvis høy temperatur, og at oppløseligheten avtar ved fallende tem­ peratur. Man varmer opp materialet ved en tempe­ ratur som fører til at legeringselementet eller -elementene foreligger i oppløst tilstand. Denne tilstanden fryser man fast ved en hur­ tig avkjøling fra vedkommende temperatur. Dette er det man kaller for innherding. Denne nedfryste tilstanden hvor elementene forelig­ ger oppløst i aluminiumgitteret, er ustabil, og elementene vil langsomt felles ut i hen­ hold til likevektsdiagrammet for systemet. Hastigheten for utfellingen er temperaturav­ hengig. Ved romtemperatur er utfellingen vanligvis en langsom prosess. De første utfellingene (Guinier-Preston-soner) er kohe­ rente med aluminiumstrukturen, og de vil introdusere spenninger som forårsaker hardhetsøkning - utherding. Utfellingen kan på­ skyndes ved varmebehandling, men ved for kraftig eller langvarig oppvarming vil utfel­ lingen, som heller ikke er stabil, kunne omvandles til ikke-koherent, og hardheten vil igjen avta - overelding.

Mekanisme ved herding Herding av metaller eller legeringer frem­ kommer når dislokasjonenes bevegelse gjen­ nom materialet blir hindret. En slik hindring i gitteret kan defineres som en hvilken som helst ubevegelig del av strukturen som påtrykker dislokasjonen en kraft eller spenning. Slike krefter på dislokasjonene kan komme fra ytre spenningsfelter, men kan også være et resultat av interaksjon mellom spennings­ felter som omgir enhver dislokasjon, og inhomogeniteter som bevirker en deformasjon av krystallstrukturen. Eksempler på dette er et oppløst atom med en større radius enn matriksatomene. Dette fremmede atomet be­ virker en lokal forskyvning av krystallstruk­ turen som vil virke som en påtrykt kraft på de nærliggende dislokasjonene. Med andre ord kan vi si at dislokasjonene innvirker på 5

hverandre fordi hver dislokasjon er omgitt av områder som består av mer eller mindre de­ formert krystallstruktur. I arbeidsherding er hindringene for dis­ lokasjonenes bevegelse generert ved deformasjonsprosessen selv. Disse hindringene er stort sett rekker av dislokasjoner som er blitt stuvet sammen fordi deres bevegelse er blitt blokkert av for eksempel komgrenser eller av dislokasjoner som ligger på tvers av pla­ nene hvor slipp-prosessen foregår. En annen form for herding oppstår når hindringen(e) opptrer individuelt eller som opphopninger (clusters på engelsk) av oppløste atomer eller som punktdefekter. Dette er tilfellet i lege­ ringer som varmebehandles etter bestemte prosedyrer (opphopninger eller flokkdannel­ se), og når materialet utsettes for beskytning med hurtige partikler, for eksempel nøytro­ ner (punktdefekter). Man vil her bare be­ handle herding i forbindelse med flokkdan­ nelse og ikke gå nærmere inn på vakanseherding. Effekten av de herdingene man innfører ved legeringstilsatser med påfølgende termomekaniske behandlinger, avhenger av to fak­ torer:

A. Selve styrken av hindringen; det vil si dens evne til å motstå at en dislokasjon passerer gjennom hindringen. B. Avstanden mellom hindringene.

Betydningen av faktor A er åpenbar, for hvis dislokasjonen er i stand til å bevege seg gjen­ nom hindringen ved slipp, vil dislokasjonene kunne finne en bevegelsesretning gjennom hindringen. Med hensyn til faktor B kan vi først anta at hindringene er små og tilfeldig fordelt i strukturen, for eksempel som opp­ løste atomer. Både foran og bak hindringene vil dislokasjonslinjen ha en viss utstrekning. De kreftene som to slike «oppløste atomhindringer» påtrykker dislokasjonslinjen, vil være så å si i balanse. Spenningen som kreves for å bevege dislokasjonen gjennom en slik 65

rekke av hindringer, er ikke stort større enn den som ville ha vært påkrevd om hindrin­ gene ikke hadde vært der. Figurene neden­ for anskueliggjør dette. (Fig. 53 og fig. 54.)

Fig. 55. Herdeeffekten som funksjon av partikkelavstand

Fig. 53. Her beveger en dislokasjonslinje seg gjennom en struktur med meget små og tilfeldig fordelte hind­ ringer (oppløste atomer). De kreftene som hindringene påtrykker dislokasjonslinjen, utjevner hverandre gjen­ nom strukturen

Fig. 54. Her beveger dislokasjonen seg forbi store hin­ dringer med stor intern avstand. Det oppstår en dislokasjonssløyfe

I det tilfellet som er beskrevet i fig. 54, er mengden av oppløste fremmedatomer ikke tilfeldig fordelt, men foreligger i ansamlinger, det vil si at vi her har en stor hindring. I praksis kan dette være en partikkel av en sekundær fase. Som vist på fig. 54 bøyer dislokasjonen seg og går rundt hindringen. I dette tilfellet er det også forholdsvis be­ skjedne spenninger som skal til for å bevege dislokasjonen. Maksimal effekt av herdingen må inntreffe ved en eller annen optimal avstand mellom hindringene. Fig. 55 viser sammenhengen mellom partikkelavstand og flytespenning for et metall.

66

Partikkelavstanden vil i enkelte tilfeller også være avhengig av partikkelstørrelsen. Det finnes her to ytterpunkter: Fremmedatomene oppløst i gitteret kan opptre enten som store, men*få partikler, eller som mange, men små partikler. I en fast oppløsning er fremmedatomene fordelt som individuelle atomer i matriksgitteret, og en slik fordeling gir en svak herdeeffekt. For å oppnå optimal herding fra en gitt mengde legeringstilsats, må man på en eller annen måte sørge for at disse legeringsatomene foreligger i moderstrukturen på en slik måte, som gir optimal herding. I de fleste legeringssystemer vil dette innebære en eller annen form for varmebehandling.

Utfelling fra fast oppløsning Vi skal her se på utfelling fra fast fase, og tar utgangspunkt i et tilstandsdiagram som i form oppfyller betingelsene for et utherdbart system (fig. 56).

Fig. 56. Del av et tilstandsdiagram

La oss anta at vi ved punkt 1 har homogen afase. Derfra avkjøler vi til punkt 2. Ved rask avkjøling vil vi som første fase få en a-fase som er overmettet på p atomer. Likevektstilstanden ved punkt 2 tilsier en blanding av a- og p-faser, og etter kort tid vil den overmettede a-fasen begynne å utfelle en ny fase. Den utfelte nye fasen vil som oftest ha en annen krystallstruktur og et annet spesifikt volum enn moderfasen. Dannelse av utfelte partikler fra en homogen fast oppløsning vil vanligvis føre til ganske betydelige lokale gitterdeformasjoner i matriksgitteret. Det dannes elas­ tiske deformasjonsspenninger i nærheten av de utfelte partiklene. Denne elastiske ener­ gien spiller en betydelig rolle når man skal bestemme partiklenes form. Betrakter man endringen i systemets frie energi ved utfelling av en sekundær fase fra en overmettet løsning, vil den være summen av tre separate endringer:

konsentrert i en viss mengde, for at de i dette området skal ha en sammensetning lik sam­ mensetningen av den sekundære fasen. Det er ingen klar grenseflate mellom moderfasen og den sekundære fasen. Det er i stedet en mer eller mindre markant forskjell i konsen­ trasjon og vanligvis en endring i krystallstrukturen. Da de oppløste atomene vanligvis har en annen størrelse enn moderatomene, vil det oppstå forholdsvis store elastiske de­ formasjoner og spenninger i strukturen rundt de utfelte koherente «partiklene». Fig. 57 viser dette. I en koherent utfelling vil den elastiske spenningsenergien utgjøre en stor del av den totale frie energi. Overflateenergileddet vil være lik null, for det eksisterer ikke noen «sann» grenseflate mellom utfelling og matriks. oo

oooooo

oooo

1. En reduksjon av den frie energi pr. volumenhet. 2. En økning i den frie energi på grunn av overflateenergien i grenseflaten mellom utfellingen og moderfasen. 3. En økning i den frie energien på grunn av lokal elastisk deformasjon i nærheten av de utfelte partiklene.

Faktorene 1) og 2) kjenner man igjen fra teo­ rien om kimdanning og vekst fra flytende fase til fast fase. Utfelling i fast tilstand skil­ ler seg med andre ord ikke ut som noe spesi­ elt. Det er i likhet med størkning en kimdan­ ning og vekstprosess. Det nye er her dannel­ sen av elastisk energi i gitteret, faktor 3). Som nevnt tidligere bestemmer denne fak­ toren formen av de utfelte partiklene, om de skal være koherente eller ikke-koherente med den omgivende matriks. Hva er så en koherent og en ikke-koherent utfelling? En koherent utfelling er et område i matriksstrukturen hvor de oppløste atomer er

O

O

O

O

O

•

o

o

®

ooo

0 •

9

oooo

ooo

oooo

d •

®

ooo

®

o

o

•

o

o

ooo

oooo

ooooo

Fig. 57. En todimensjonal skisse av en koherent ut­ felling. De oppløste atomene er her større enn moder­ atomene. Ingen sann grenseflate atskiller partiklene fra matriks

En ikke-koherent partikkel er en selvstendig enhet av en sekundær fase. Den har sin egen krystallstruktur og er atskilt fra moderfasen ved en grenseflate. Det elastiske spennings­ feltet rundt partikkelen er relativt lite sam­ menlignet med tilfeller der man har en ko­ herent utfelling. Fig. 58 viser dette.

Generelt kan man si at koherens er et domi­ nerende trekk i de første stadier av utfellingsprosessen, og at ikke-koherens er mest frem67

oooo

oo

oo

oo» o

o

00»

oooo

oo

•

ooooo

»

• °

• •

•

ooo

•

•

°

00

•

o

o

00000000000

0000000

oooo

Fig. 58. En todimensjonal skisse av en ikke-koherent utfelt partikkel. Den har en egen krystallstruktur og er atskilt fra m^triks ved en sann grenseflate

tredende i de siste stadier. Dette henger del­ vis sammen med at forholdet mellom over­ flate og volum for en liten partikkel er stort. Dette betyr igjen at overflateenergileddet i den totale frie energi for systemet er relativt viktig. Systemet vil derfor påvirke partikkelens form på en slik måte at overflateenergien reduseres, det vil si mot en koherent partik­ kel. Etter som partikkelen vokser, vil spenningsenergien (strain energy) øke raskt, og før eller siden vil koherensen brytes. Når koherensen forsvinner, vil også deformasjonsenergien avta. Dette fører til dannelse av en grenseflate. Hvorvidt utfelte partikler er koherente eller ikke, er til en viss grad be­ stemmende for hvilken effekt utfellingen har på de mekaniske egenskapene for materialet.

Oppsummering Koherent utfelte partikler hindrer dislokasjonenes bevegelse gjennom strukturen på en effektiv måte, på grunn av at den store elastiske deformasjonen av matriks rundt partikkelen påvirker spenningsfeltet rundt dislokasjo­ nene. Utherding brukes som felles navn på varmebehandling som fører til utfelling av koherente partikler. Som eksempel på dette skal man ta for seg utherding av en Al-Culegering. 68

Fig. 59. Tilstandsdiagram for systemet Al-Cu

Utherdingsprosessen for en Al-legering med 4.5 % Cu går over følgende trinn: 1. Legeringen varmes opp til en temperatur på ca. 550 °C og holdes ved denne tempe­ raturen inntil man har en homogen fast oppløsning.

2. Legeringen bråkjøles fra 550 °C i vann til romtemperatur. 3. Legeringen utherdes, det vil si at den hol­ des ved en temperatur høy nok til å mu­ liggjøre diffusjon av en viss størrelse (has­ tighet).

Under utherdingsperioden vil både strekkfasthet og hardhet av legeringen øke, og de vil oppnå maksimal verdi når de koherent ut­ felte partiklene er ved sin optimale størrelse og sin optimale interne avstand. Utherding utover dette punkt vil føre til reduksjon av både fasthet og hardhet. Vanligvis avsluttes herdeprosessen når de optimale egenskapene er nådd. I-egeringen er da ferdig utherdet. Fig. 60 viser hardhetsvariasjonen og partikkelstørrelsen som funk­ sjon av utherdingstiden.

Fig. 60. Hardhet av en Al- 4.5 % Cu-legering utherdet ved 130 °C. Figuren viser også middeldiameter av de utfelte partiklene.

Hardhetskurven for utherding av Al - 4,5 % Cu ved 130 °C er ikke jevn. Etter omtrent et døgn oppnår man et foreløpig maksimum i hardhet. Etter en tid stiger hardheten på nytt og når et endelig maksimum etter 6070 døgn. Kurven kan tas som et uttrykk for hvor komplekst utherdingsforløpet er i ut­ herdbare Al-legeringer. For Al-Cu-legeringer er det endelige utfellingsproduktet en intermetallisk fase CuA12 (@ på tilstandsdiagrammet). Men før man kommer så langt, har man vært gjennom flere trinn med intermediære utfellinger av koherent karakter. Den første av disse intermediære utfellingene er kjent som GPI-sonen. Sonen er opp­ kalt etter Guiner og Preston, som ved hjelp av røntgendiffraksjon var de første til å be­ stemme oppbyggingen av utfellingene fra en overmettet løsning i Al-Cu-systemet. GPIsonen består av områder i strukturen som er anriket på kopper, og denne anrikningen skjer helst på noen av 11001-planene i matriksstrukturen. Disse områdene har en utstrekning som svarer til ca. 50 atomavstander. Det er dan­ nelsen av slike GP1-soner som gir opphav til det første hardhetsmaksimum. På fig. 60 vil hardhetsøkningen etter omtrent et døgn være assosiert med disse GPl-sonedannelsene. Etter som tiden går, vil de områdene som er anriket på Cu, få en mer ordnet struktur,

og ved dette stadiet betegnes de som GP2soner (det horisontale partiet på kurven i fig. 60). Ved det andre hardhetsmaksimum som oppnås (på fig. 60 etter ca. 60-70 døgn), er dannelsen av den koherente formen av utfellingen CuA12 i full gang. Denne kohe­ rente varianten av CuA12 betegnes som 91. Ved videre utherding eller overelding vil dannelsen av den ikke-koherente fasen 8 være et faktum, og i mikroskopet kan vi se CuAl2-partiklene i en Al-matriks. Som vi nå har sett, vil utherdingskurvenes form være et resultat av de ulike mekanis­ mene som er i aksjon under utherdingsfor­ løpet. Andre faktorer kan imidlertid også få innvirkning på formen av utherdingskurvene, for eksempel en utfelling som foregår ved et ikke-uniformt forløp gjennom strukturen. Her kan utfellingen starte og fullføres først ved komgrenser og slipplinjer som kan ha blitt dannet på grunn av spenninger oppstått ved bråkjøling eller ved en eventuell kald­ bearbeiding før varmebehandlingen. Dette fører til at for en gitt tid i utherdingsprosessen vil forskjellige områder i prøven være kommet til forskjellige trinn i utherdingsfor­ løpet. Som resultat av dette kan det oppstå flere mindre maksima på utherdingskurven.

Mikrostrukturer Reinaluminium er ofte vanskelig å preparere for metallografiske undersøkelser på grunn av at metallet er bløtt. Harde og sprøe par­ tikler har lett for å forsvinne under et lag av aluminium, det vil si at man under sliping og polering «kliner» det myke materialet ut­ over hele prøven. Jo hardere matriksfasen er, desto lettere er det å polere materialet. Når man behandler mikrostrukturer og diskute­ rer egenskaper og refererer til binære syste­ mer som Al-Si, Al-Mn eller andre, så bør man huske at det ikke er de reine systemene det gjelder. Det er som oftest også andre elemen­ ter til stede. Al-Si-legeringer er for eksempel noe lettere å preparere enn reinaluminium, 69

men den bløte matriksen skaper likevel prob­ lemer, for eksempel relieff av partikler. Disse problemene kan imidlertid begrenses ved rik­ tig valg av poleringsvæske og poleringsduk. Etsing av aluminiumlegeringer kan utføres på ulike måter. De mest vanlige etsereagenser er: 1. 0,5 % HF i H2O

2. 20 % H2SO4 ved 70 °C. AlFeSi-forbindelser svertes her. 3. 1 % HF, 1,5 % HC1, 2,5 % NHO3 H2O

Komgrensene i matriks etses fram.

Elektrolytisk polering og etsing er også mye brukt. Detaljer i forbindelse med dette finner man i bruksanvisningene for appara­ turen som brukes, eller i håndbøker.

Egenskaper hos Al-legeringer generelt Egenskapene hos Al-legeringer henger nøye sammen med karakteristikken av den eutek­ tiske fasen. Ofte kan man kvalitativt evaluere egenskapene hos denne legeringen, for ek­ sempel styrke og duktilitet, på bakgrunn av mengdefordelingen av primær-krystaller og den eutektiske strukturen, samt ved å ta hen­ syn til de fysikalske karakteristikker av eutektikum. Det er vanligvis et spørsmål om egenska­ pene til den dominerende fasen, spesielt hvor­ vidt denne er en kontinuerlig fase gjennom strukturen. En noe firkantet betraktning vil føre til at materialet er mer duktilt når den dominerende fasen er kontinuerlig og plas­ tisk deformerbar, enn om den er diskontinu­ erlig og sprø. Alle Al-Si-legeringer viser således en viss duktilitet, da «ai er en kontinuerlig fase i eutektikum og er plastisk deformerbar. Men også form og størrelse av den diskontinuer­ lige fasen i eutektikum vil kunne virke inn på duktiliteten av legeringen. Plateformede partikler vil med sine skarpe kanter virke som bruddanvisere i strukturen. Ved å modi­ 70

fisere legeringen (tilsette andre elementer i små mengder) og gi denne en egnet varme­ behandling kan man endre formen av par­ tiklene til runde eller amøbeformede. Der­ med fås en bedre duktilitet. I systemet Al-Cu er den eutektiske sam­ mensetningen nærmere den støkiometriske 9-fasen CuAh (sprøfase) enn den mer plas­ tiske ciAi-fasen. Dette fører til at den eutek­ tiske strukturen (aAi+9) arver egenskapene til 8-fasen og derfor har sprøhetstendenser. I fig. 61 er det vist at fastheten øker moderat og duktiliteten avtar radikalt etter som mengden av Cu i Al blir øket. Ved 8 % Cu og mer blir den eutektiske strukturen kon­ tinuerlig, fastheten har her et maksimum, og duktiliteten er meget lav, nær 0 %. Fortsatt økning av andelen av eutektikum i struk­ turen har liten innvirkning på fasthetsegenskapene.

Fig. 61. Fasthet for Al-Cu- og Al-Si-legeringer

Styrke, duktilitet og hardhet i tofaselegeringer er nøye knyttet til størrelse, antall, fordeling og egenskaper av krystallene som de to fasene er bygd opp av. Tilsats av et tredje element vil virke inn på forholdene i den faste oppløsningen, på komstørrelsen i

matriks og på fordelingen av den sekundære fasen. En meget finfordelt utfelling av en sekundær fase er nesten ikke mulig å oppnå direkte fra en flytende fase, men kan oppnås ved utfellinger i fast tilstand. Dette henger sammen med kimdanning og vekstforhold, det vil si diffusjonsbetinget eller begrenset vekst. Denne prosessen er her beskrevet ut fra sammenhengen mellom fasediagrammet og teoriene for utherding. På sidene fra 157 til 171 er det i «Structure and Properties of Alloys» vist en rekke strukturer for Al-legeringer. Ved å studere disse mikrobildene vil man få en bedre forståelse av stoffet. Styrkeegenskapene følger i store trekk samme utvikling som hardheten med hensyn til variasjoner under utherdingsforløpet. Der­ imot viser ikke duktiliteten alltid den inverse trend som man skulle vente. Gjennom de første stadier av utherdingen er det bare en liten reduksjon i strekkprøveforlengelsen. Ved maksimum hardhet eller svak overelding får man et skarpt fall i duktiliteten. Dette synes å henge sammen med en sterk utfelling av den sprøe 8-fasen på korngrensene. Etter som utfellingene får tid på seg, vil de bli grovere, med det resultatet at kontinui­ teten av 8-fasen brytes, og sprøhetstendensen reduseres for til slutt å forsvinne. Ved minimum hardhet og fasthet har le­ geringen igjen god duktilitet, komgrenseutfellingene består nå av få, men store partikler av 8-fasen. Varmebehandles dette materialet ved en temperatur like under soliduslinjen, vil noe av 8-fasen gå i løsning, med det resul­ tat at man får en økning i duktilitet og fast­ het. Fig. 62 viser dette.

Egenskaper hos bestemte Allegeringer Vi skal i dette avsnittet ta for oss de mest vanlige Al-legeringene og behandle sum­ marisk legeringsinnhold, egenskaper og bruksområde.

Fig. 62. Mekaniske egenskaper for en Al-legering med 4.5 % Cu, 1.5 % Mg, 0.6 % Mn, som er innherdet fra 500 °C og utherdet ved romtemperatur, deretter opp­ varmet til forskjellige temperaturer, holdt der i en time og bråkjølt og utherdet ved romtemperatur

Ikke-utherdbare knalegeringer

A luminium -mangan

I aluminium går maksimalt 1,8 % Mn i fast oppløsning. Denne oppløseligheten reduseres ved forurensning av jern, slik at i praksis brukes ikke legeringer med over 1,5 % Mn. Ved høyere innhold er det fare for dannelse av en hard og sprø intermetallisk forbindelse. En legering med 1,25 % Mn er mye brukt. Den har en fasthet 15 til 30 % høyere enn reinaluminium. Manganinnholdet hever også rekrystallisasjonstemperaturen 50-60 °C, samtidig som den forbedrer motstanden mot gropkorrosjon sammenlignet med reinalu­ minium. Legeringen brukes mest i valseverk produkter, og den er praktisk talt like lett å valse som reinaluminium. Sveisbarheten er også meget god.

Aluminium - Magnesium Grensen for fast oppløsning av magnesium i aluminium er ca. 15 %. Knalegeringene inne­ holder fra 1 til 7 % magnesium. I mykglødet tilstand øker fastheten proporsjonalt med magnesiuminnholdet, mens duktiliteten hol­ der seg godt oppe.

71

Disse legeringene deformasjonsherdes raskt ved kaldbearbeiding. Magnesiumlegeringene er meget godt sveisbare ved dekkgass-sveising, og sveiseforbindelsene oppnår 80-90 % av grunnmetallets styrke i mykglødet tilstand. Derfor blir disse mye brukt i sveiste kon­ struksjoner. Legeringenes korrosjonsbestandighet er høy, særlig i sjøvann. De brukes derfor blant annet i skipsbygging. Små tilsatser av mangan og krom til le­ geringene hever rekrystallisasjonstempera-

72

turen og øker fastheten for et gitt magnesiuminnhold. Dette benytter man seg ofte av for ikke å komme for høyt med magnesiuminnholdet, hvilket kan gi tilbøyelighet til spenningskorrosjon. Utherdbare knalegeringer

Al-Cu-Mg Legeringer med 3-5 % Cu og 0,5-2 % Mg har vært kjent som utherdbare legeringer siden århundreskiftet. I tillegg setter man også til

Fig. 64. Tilstandsdiagram for Al-Mg

noe mangan og silisium. Det siste elementet gjør legeringene enklere å varmebehandle. Legeringer av dette systemet blir mye brukt i fly og i andre maskinkonstruksjoner der høy fasthet og god duktilitet er nødven­ dig. Disse legeringene er også svært lette å bearbeide plastisk umiddelbart etter innherdingen. Sveisbarhetsegenskapene er me­

get dårlige. Sammenføyning blir derfor van­ ligvis utført ved klinking eller liming. Korrosjonsmotstanden er heller ikke god. Dette innebærer at overflaten må beskyttes hvis materialet skal brukes i korrosivt miljø. Belegg av korrosjonsbestandig aluminium på begge sider av plater bedrer legeringens korrosj onsegenskaper.

73

Fig. 65. Tilstandsdiagram for Al-Cu

Fig. 66. Tilstandsdiagram for Al-Zn

74

Al-Mg-Si De fleste legeringer som brukes i stangpressede produkter, er Al-Mg-Si-legeringer. Disse legeringene har meget gode pressbarhetsegenskaper, samtidig som de kan innherdes ved avkjøling direkte fra presstemperaturen. Innenfor dette systemet er det utviklet et stort antall legeringer, men de kan grovt deles inn i to hovedgrupper:

Legeringene er også kaldutherdende, det vil si at utherdingene kan skje ved romtempera­ tur. Spesielt det siste er viktig ved for eksem­ pel sveising. Etter sveising vil disse legerin­ gene herde uten varmebehandling, og de oppnår praktisk talt samme fasthet i den varmepåvirkede sonen som ellers. Andre ut­ herdbare legeringer derimot må man varmebehandle på nytt for å få opp fastheten i sveisesonen.

A. Si- og Mg-innhold på ca. 1 % B. Si- og Mg-innhold på ca. 0,5 %

Al-Zn-Mg-Cu

Det er den intermetalliske forbindelsen Mg2Si som gjør legeringene utherdbare, og man skulle vente at sammensetninger med Mg og Si i samme forhold som i denne for­ bindelsen, skulle være optimale. I praksis brukes legeringene med et overskudd av Si, da det har vist seg at dette gir de høyeste fastheter. Det gir imidlertid en reduksjon av duktiliteten, men tilsats av Mn motvirker denne uønskede effekten. Disse legeringene har meget god korrosjonsbestandighet, og de er godt sveisbare med dekkgass-sveising.

Disse legeringene er de mest høyfaste som er i praktisk bruk. De kan oppnå en fasthet på ca. 700 N/mm.2 i varmutherdet tilstand. Korrosjonsbestandigheten er dårlig som for andre legeringer med høyt kopperinnhold, og de må derfor gis god korrosjonsbeskyttelse. Sveisbarheten må også anses som dår­ lig, i hvert fall med konvensjonelt utstyr. Disse legeringene brukes i flyindustrien og i krigsindustrien, for eksempel i forskjellige rakettdeler.

Støpelegeringer

Al-Zn-Mg

Al-Zn-Mg-legeringer kan oppnå relativt høye fastheter ved utherding, men de har en tilbøyelighet til å være følsomme overfor spenningskorrosjon. Ved et balansert for­ hold mellom hovedlegeringselementene samt tilsats av stabiliserende element som krom, mangan og zirkonium, kan spenningskorro­ sjon unngås. I dag blir legeringer med 4-5 % Zn og 1-2 % Mg stadig mer brukt, særlig i sveiste konstruksjoner. En av fordelene med disse legeringene er at de er lite kritiske ved varme­ behandlingen for å oppnå utherding. Legeringselementene går lett i løsning, og av­ kjølingen fra oppløsningstemperaturen kan være langsom og likevel gi god innherding.

Støpelegeringene inneholder de samme legeringselementene som knalegeringene, men er legert noe høyere. Spesielt gjelder dette de silisiumholdige legeringene, der Si-innholdet går helt opp til 26 % i de såkalte «stempellegeringer» (stempler i eksplosjonsmotorer). Al-Si-systemet er det viktigste med hen­ syn til støpelegeringer. Særlig har den eutek­ tiske legeringen med ca. 12 % Si fått stor an­ vendelse på grunn av sine gode støpeegenskaper. De reine legeringene er ikke utherd­ bare, men ved tilsats av Mg kan de gjøres utherdbare. Dette fører til en vesentlig øk­ ning av fastheten ved varmebehandling. Andre legeringssystemer som brukes som støpelegeringer, er Al-Mg, Al-Cu og Al-SiCu. Al-Zn-Mg og Al-Cu-Mg blir anvendt, men i mindre grad.

75

Fig. 67. Temært tilstandsdiagram for Al-Mg-Zn

76

20,

(At) ' + Ma*Ali

W)

W

At Vektprosent sink

77

78

AL

|0

lo

5o

AL

O.Z

O.H

O.fc

40 5o 60 7o 'VekiproSeni SiliSiusn

0.8

1.0

1-2

1.4

90

90

Si

/6

1-9

2.0

2.0,

Sottduj 595'

58o' /

559'

0-6 0.4

G2o;

O.Z.

Al

0.2

0?

Automatlegeringer Aluminiumlegeringene har generelt gode maskineringsegenskaper, men de gir lange, sammenhengende spon og egner seg derfor ikke for bearbeiding i automatmaskiner. Ut­ herdbare knalegeringer av typene Al-Cu, Al-Cu-Mg eller Al-Mg-Si som tilsettes 0,5-3 % bly, ofte sammen med vismut og kadmium, gir korte spon ved maskinering. Elementene bly, vismut og kadmium er meget begrenset løselige i fast aluminium og forelig­ ger som finfordelte partikler i strukturen. Disse bryter sammenhengen i basismetallet, og inneslutningene gjør at sponene brekker opp og spruter av ved maskinering. Særlig effek­ tive er de når maskineringen foregår ved så høye hastigheter at blyfasen smelter. Bly har som kjent betydelig lavere smeltepunkt enn aluminium, og kadmium og særlig vismut ned­ setter smeltetemperaturen ytterligere. Nyere aluminiummaterialer

Aluminiumlegeringene har også sine klare begrensninger. De herdede legeringene taper

2.0

for eksempel mye av sine gode mekaniske egenskaper alt ved temperaturer under 200 °C. Det er imidlertid utviklet pulvermetallurgisk fremstilte materialer som inneholder meget finfordelte oksydpartikler, og som beholder en stor del av sin styrke helt opp til 500 °C. For høytemperaturformål fremstilles i dag også aluminium som er armert med meget sterke, temperaturbestandige fibere av for eksempel bor eller karbon. Ved fiberforsterkning økes også aluminiumens relativt lave elastisitetsmodul radikalt. Bruken av disse materialene begrenses, på grunn av høy pris, foreløpig til jetmotorer og romfartsformål, men billigere fremstillingsmetoder vil i frem­ tiden trolig utvide deres anvendelsesområde. Legeringsbetegnelser

Det finnes flere systemer for klassifisering av aluminiumslegeringer, men det «talende» betegnelsessystemet etter anbefaling fra Inter­ national Organization for Standardizations (ISO) tas mer og mer i bruk. Betegnelsene 79

er sammensatt av det kjemiske tegn for alu­ minium samt tegnene for og mengden av elementene. Dersom legeringstilstanden er mindre enn 1 %, brukes ikke tallangivelse. For eksempel er Al-SiiMg en Al-legering med 1 % Si under 1 % Mg.

Ingen spesifisert termisk eller mekanisk be­ handling utover nødvendige operasjoner un­ der fremstilling. Ingen spesifiserte krav til mekaniske egenskaper. Anvendes for støpe- og knalegeringer og for herdbare og ikke-herdbare legeringer.

ASTM (amerikansk) har et omfattende klassifiseringssystem, ASTM Temper Designation System. Her står diverse symboler for behandling og for tilstand hos legeringen.

Litteratur

F = fabrikasjonstilstand.

Brick, Gordon & Phillips, 1965. Structure and Properties of AUoys. Third Edition. McGraw-Hill. New York.

Tabell 10. Betegnelse for leveringstilstander NS 17001

Betegnelse etter NS 00 01 02 03 0-1 til 06 07 08 09 10 11

12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 til 29 30 32 34 36 38 39 til 50 51 52

53 54 55

56 57 58 59 60 61 til 89 90 til 99 6

For leveringstilstander benyttes nummerbetegnelsene i Tabell 10. I tabellen er også ført opp de tilsvarende betegnelser som er brukt av ISO og av AA.

Leveringsbetingelser Ubehandlet Reserve Mykglodet Mykglodet med bestemte komstorrelser Reserve Varmvalset Stangpresset/varmpresset Spesialtilfeller Hardbearbeidet uten bestemte fasthetsverdier Hardbearbeidet uten bestemte fasthetsverdier, anlopt/avspenningsglodet Kvarthard Kvarthard, anlopt/avspenningsglodet Halvhard Halvhard, anlopt/avspenningsglodet Trekvarthard Trekvarthard, anlopt/avspenningsglodet Hard Hard, anlopt/avspenningsglodet Ekstra hard Ekstra hard, avspenningsglødet Fjærhard Fjærhard, avspenningsglødet Dobbelfjærhard Dobbelfjærhard, avspenningsglødet Reserve Hardbearbeidet uten bestemte fasthetsverdier, stabilisert Kvarthard, stabilisert Halvhard, stabilisert Trekvarthard, stabilisert Hard, stabilisert Reserve Avkjølt fra varmbearbeidingstemperatur og kaldutherdet Avkjølt fra varmbearbeidingstemperatur, hardbearbeidet og kaldutherdet Innherdet, hardbearbeidet og kaldutherdet Innherdet og kaldutherdet Avkjølt fra varmbearbeidingstemperatur og varmutherdet Innherdet og varmutherdet Avkjølt fra varmbearbeidingstemperatur, hardbearbeidet og varmutherdet Innherdet, hardbearbeidet og varmutherdet Innherdet, varmutherdet og hardbearbeidet Avkjølt fra varmbearbeidingstemperatur, varmutherdet og hardbearbeidet Reserve Reservert for internt bruk i bedriftene

Betegnelse etter ISO M

Betegnelse etter AA F

O OS

O

H

Hl

HA HB

HC HD

H2 H12 H22 H14 H24 H16 H26 H18 H28

H3 H32 H34 H36 H38 TA

TI

TC TD TB

T3 T4

TE TF

T5 T6

TG TH TL.

T8 T9

TK

T10

Tabell 7 7. Karakteristiske mekaniske egenskaper for knalegeringer NS 17001

17 005

17010

17015

17 105

X

X

X

Profiler

X

Stenger og tråd

Rør

NS

Plater og bånd

Leveringsform

Type

A199,0

X

A199,5

X

7-15

7-10,5 7 9-16,5

20-32 30 3-10

25 maks. 30 35-50

Mykglødet V armbearbeidet Hardbearbeidet

7-15

6,5-10 7 9-16,5

20-32 30 3-10

25 maks. 30 35-50

Leveringstilstand

Mykglødet V armbearbeidet Hardbearbeidet

Mykglødet Hardbearbeidet

8-12

9,5 maks. 9,5-13,5

34 3-5

25 maks. 35-45

X

Kaldutherdet X AlCu4SiMg

Kaldutherdet Varmutherdet

23-24,5 37-47

36-39,5 42-47

10-14 6-7

115 135

Innherdet og kaldutherdet

22-25

35-38

8-12

135

Mykglødet V armbearbeidet Hardbearbeidet

6 6 13 -1 7,5

16-21,5 17 20-27,5

18 16 5

45-55 45 55-65

Mykglødet Hardbearbeidet

7 18-25

18-22,5 24-29

18 3-6

50 70-90

X

AlMG4,5Mn

Mykglødet V armbearbeidet Hardbearbeidet

12 16 21-24

27-28 28 30-31

17 12 8-12

75 75 100

Mykglødet V armbearbeidet Hardbearbeidet

11 11 15-24

24 24 26-32

14-17 13-14 4-12

60 60 75-95

Mykglødet V armbearbeidet Kaldutherdet Varmutherdet

10-12 24-27

17 maks. 11 17-21,5 28-31

14-16 12 12-15 7-9

30-35" 45 75 105

AlMgSi

Kaldutherdet Varmutherdet

7 16-20

13 22-25

15 10-12

50 75-85

AlMnl

Mykglødet Hardbearbeidet

11-15

9-13,5 14-19

24 2-5

35 maks. 35-70

22 28-30

22 maks. 32 34-36

15 12 6-10

50 85 100-110

X

X

17210

X

X

AlCu4Pb2Mgl

X

X

X

AIMg2

AlMg2,5

X

17215

X

17 220

X

X

X

X

Almg5

17 305

X

X

X

X

Alsi 1 Mg

X

17310

X

X

X X

X

X

AlZn4Mgl

Mykglødet Kaldutherdet Varmutherdet

4) For tråd 6l (målelengde 200 mm). For øvrige leveringsformer 85. 1 kp = 9,806 65 N

82

Bruddforleng- Hardhet else HV d