Kupfer-Aluminium-Gusslegierung

Metallurgie

(Guss-Aluminiumbronze). Kupfergusswerkstoff mit Aluminium als Hauptlegierungsbestandteil, gegebenenfalls mit Zusätzen von Eisen, Nickel und Mangan. Legierungen mit Aluminiumgehalten von 8 bis 12 % sind in DIN EN 1982 genormt.

Die Legierungen zeichnen sich durch hohe Korrosionsbeständigkeit und gute Festigkeitseigenschaften aus. Nach dem Zustandsschaubild Kupfer-Aluminium (Bild  1) beträgt die maximale Löslichkeit des α-Mischkristalles 9,4 %, die sich aber nur nach sehr langsamer Abkühlung oder nach einer homogenisierenden Wärmebehandlung erreichen lässt. Beim Gießen in Sand oder Kokille vermindert sich die maximale Löslichkeitsgrenze auf etwa 7,4 bis 7,8 % Al für die binäre Legierung bei Raumtemperatur. Eine Legierung mit 8 % Al enthält im normalen Sandgussgefüge bereits Ausscheidungen des (α + γ2)-Eutektoids (Bild 2a). Sehr langsames Abkühlen in der Gießform (dickwandiger Sandguss) vergröbert das (α + γ2)-Gefüge (Bild 2b).

Wie aus dem Zustandsschaubild ebenfalls hervorgeht, unterliegt die β-Hochtemperaturphase einem eutektoiden Zerfall in α + γ2, der durch langsame Abkühlung unterstützt wird. Da das Eutektoid die Dehnung des Werkstoffes stark vermindern würde, strebt man in der Praxis ein rasches Abkühlen der Gussstücke nach dem Gießen an, wie dies bei Kokillenguss, Schleuderguss und Strangguss sowieso schon gegeben ist und bei Sandguss durch baldiges Öffnen der Formen und frühzeitiges Ausleeren der Gussstücke (Heißausleeren) erreicht werden kann. Auf diese Maßnahmen kann zum Teil verzichtet werden, wenn es sich um Sandgussstücke aus Mehrstofflegierungen handelt, die noch wärmebehandelt werden sollen.

Ein Eisenzusatz zu binären Cu-Al-Legierungen führt im Gefüge zur eisenreichen Fe3Al-Phase ein (Bild  3). Das Aussehen dieser intermetallischen Verbindung ist unterschiedlich. Die Fe3Al-Teilchen können rund, eckig, facettiert, stäbchenförmig und propellerartig ausgebildet oder auch sehr fein sein. Langsame Abkühlung (dickwandiger Sandguss) macht diese Teilchen gröber und erweitert ihren Abstand.

Werden Cu-Al-Legierungen mit Nickel legiert, tritt die Verbindung NiAl, eingebettet im α-Mischkristallgefüge auf. Übersteigt Nickel seine Löslichkeitsgrenze im α-Mischkristall (circa 2,5 %), vermag es die Bildung der spröden γ2-Phase zu unterdrücken, weshalb auch die Kupfer-Aluminium-Gusswerkstoffe mit Nickel legiert werden.

Es werden aber auch Nickel und Eisen gemeinsam legiert (eventuell noch mit Zusatz von Mangan), und hier besteht das Gefüge aus der α-Mischkristallgrundmasse, (α + γ2)-Eutektoid und den χ-Phasen. Es gibt vier Arten der χ-Phasen, die im Grunde eisen- und nickelreiche intermetallische Verbindungen darstellen. Die nickelreichen sind lamellar und die eisenreichen kugelig oder auch propellerförmig.

Die Legierung CuAl10Fe2-C ist ein Konstruktionswerkstoff mit nur geringer Temperaturabhängigkeit im Bereich zwischen +200 °C und -200 °C. Ebenfalls Konstruktionswerkstoffe sind die CuAlNi-Legierungen, die gute Festigkeitseigenschaften besitzen und korrosionsbeständig in Meerwasser sowie in nichtoxidierenden Säuren, Salzlösungen und bestimmten Laugen sind. Gerade die nickellegierten Werkstoffe haben besondere Bedeutung: Sie haben eine sehr hohe Festigkeit und zeichnen sich überdies durch sehr gute Korrosions- und insbesondere Meerwasserbeständigkeit aus. Diese Legierungen enthalten neben Nickel auch geringe Gehalte an Eisen und werden vor allem für korrosionsbeanspruchte, hochfeste Teile im Armaturen- und Schiffbau, in der Nahrungsmittel- und in der chemischen Industrie verwendet. Der hochfeste Werkstoff CuAl11Fe6Ni6-C ist darüber hinaus in hohem Maße verschleißfest und kavitationsbeständig. Sein Anwendungsgebiet erstreckt sich vor allem auf Gleitlager mit sehr hohen Stoßbeanspruchungen, Schnecken- und Schraubenräder, Innenteile für Höchstdruckarmaturen in der Hydraulik, Pumpenlaufräder, Francisräder und Kaplanschaufeln.

Die eisen- und nickelhaltigen Kupfer-Aluminium-Gusslegierungen sind durch Wärmebehandlung aushärtbar und erreichen dabei noch eine Steigerung der Festigkeitswerte. Die Wärmebehandlung erstreckt sich auf ein Lösungsglühen im Bereich der β-Hochtemperaturphase, Abschrecken und Warmauslagern beziehungsweise Anlassen. Die Glühtemperatur muss hoch genug gewählt werden, um eine vollständige Homogenisierung des Gefüges zu erreichen. Das Anlassen darf nicht zu lange ausgedehnt werden, damit keine Werkstoffversprödung durch Eutektoidbildung entsteht.

Bild 4 zeigt das Gefüge der Legierung CuAl10Fe5Ni5-C-GS im Gusszustand (Sandguss). Es besteht aus hellen α-Mischkristallen mit eingelagerten feinen Ausscheidungen der nickelhaltigen χ-Phasen sowie eutektischen Bereichen und geringen Anteilen an dunklem (α + γ2)-Eutektoid. Ein Stranggussgefüge ist in Bild 5 dargestellt. Nach Homogenisierungsglühen bei 700 °C enthält die α-Grundmasse nur noch sehr wenig feine χ-Teilchen und auch kein schädliches, versprödend wirkendes (α + γ2)-Eutektoid, sofern nach dem Glühen rasch genug abgekühlt wird (Bild 6).

Langsames Abkühlen verursacht allgemein eine Vergröberung des Gefüges einschließlich der χ-Phasen. Dies gilt für die Abkühlung sowohl aus der Gießwärme als auch nach dem Homogenisierungsglühen. Vor allem bei höher legierten Werkstoffen beziehungsweise höheren Aluminiumgehalten nimmt die Ausscheidung an schädlicher γ2-Phase mit der Verlangsamung der Abkühlgeschwindigkeit zu (Bilder 7 und 8). Darin spiegelt sich auch ein deutlicher Wanddickeneinfluss wider. Mit zunehmender Gussstückwanddicke verläuft die Abkühlung in der Gießform langsamer, so dass gerade bei dickeren Querschnitten das Heißausleeren nach dem Gießen oft eine nützliche Hilfe ist, damit die eutektoide Umwandlung bei 565 °C rascher durchlaufen wird (Bild 9).

In diesem Zusammenhang sei eine spezielle Korrosionsschutz-Wärmebehandlung von Kupfer-Aluminium-Gusslegierungen erwähnt, die nur dazu dient, durch Glühen bei circa 500 °C (6  h) störende γ-Phase je nach Aluminium- und Mangangehalt ganz oder teilweise abzubauen. Ihre Wirkung besteht darin, dass durch das Glühen die β-Hochtemperaturphase aus dem bei Raumtemperatur vorhanden gewesenen (α  +  γ2)-Eutektoid wieder zurückgebildet wird und diese β-Phase bei der Abkühlung von der Glühtemperatur in α + χ (mit höchstens sehr geringen Anteilen an Eutektoid im Falle höherer Aluminiumgehalte) umwandelt. Wo es auf die Vermeidung des (α + γ2)-Eutektoids besonders ankommt, werden niedrigere Aluminiumgehalte (etwa 8,5 %) und keine zu großen Wanddicken empfohlen.

Bild 1: Zustandsschaubild Kupfer-Aluminium© GIESSEREI LEXIKON
Bild 2a: Gefüge der binären Kupfer-Aluminium-Legierung mit 8 % Al (in Sand gegossenes U-Probestück): Helle α-Mischkristalle und dunkles streifiges (α + γ)-Eutektoid (V = 500 : 1)© GIESSEREI LEXIKON
Bild 2b: Gefüge der binären Kupfer-Aluminium-Legierung mit 8 % Al nach sehr langsamer Abkühlung (dickwandiger Schiffspropeller): Helle α-Mischkristalle und dunkles, grobes (α + γ)-Eutektoid (V = 500 : 1)© GIESSEREI LEXIKON
Bild 3: Gefüge einer Kupfer-Gusslegierung mit 9 % Al: Helle α-Mischkristalle, dunkles streifiges (α + γ)-Eutektoid und graue, rundliche oder feine FeAl- Einschlüsse (V = 500 : 1)© GIESSEREI LEXIKON
Bild 4: Gefüge der Legierung CuAl10Fe5Ni5-C-GS im Gusszustand (Sandguss, V = 500 : 1)© GIESSEREI LEXIKON
Bild 5: Gefüge der Legierung CuAl10Fe5Ni5-C-GC im Gusszustand (Strangguss, V = 500 : 1)© GIESSEREI LEXIKON
Bild 6: Gefüge der Legierung CuAl10Fe5Ni5-C, 6 h bei 700 °C geglüht und an Luft abgekühlt (V = 500 : 1)© GIESSEREI LEXIKON
Bild 7: Gefüge der Legierung CuAl11Fe6Ni6-C-GS im Gusszustand (Sandguss, Y-Probestück, V = 500 : 1)© GIESSEREI LEXIKON
Bild 8: Gefüge der Legierung CuAl11Fe6Ni6-C nach 6 h Glühen bei 700 °C und Luftabkühlung (V = 500 : 1)© GIESSEREI LEXIKON
Bild 9: Gefüge der Legierung CuAl11Fe6Ni6-C, heißausgeleert (V = 500 : 1)© GIESSEREI LEXIKON

Eine Übersicht über die verschiedenen Phasenbereiche dieser Legierungen vermitteln die in Bild 10 dargestellten Temperatur-Konzentrationsschnitte im Vierstoffsystem Cu-Al-Fe-Ni.

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