Precipitatieverschijnselen en spanningseffecten
in geavanceerde aluminiumiegeringen
Dr.ir. P. van Mourik en dr.ir. M. van Rooljen, Technische Universiteit Delft, Laboratorium voor Materiaalkunde
Onlangs nam prof.dr.ir. BM.Korevaar afscheid als hoogleraar Algemene Metaalkun-de aan Metaalkun-de Technische Universiteit Delft. Dit afscheid lijkt een goeMetaalkun-de gelegenheid om enige resultaten te geven van het onderzoek naar precipitatieverschijnselen en mechanische eigenschappen van geavanceerde aluminiumiegeringen dat in de Sectie Thermische Verwerkingstechnologie onder zijn leiding in samenwerking met de Sectie Fysische Chemie van de Vaste Stof van prof.dr.ir. E.J. Mittemeljer, ook verbonden aan het Laboratorium voor Materiaalkunde van deTU Delft, is verricht *
Het is onmisl^enbaar de verdienste van prof.dr.ir. F.J. Kievits te iiebbsn gewezen op het belang van de zeer snel vanuit de vloeibare fase gestolde aluminiumiege-ringen, Deze hebben als belangrijke kenmerken: - een verhoogde vaste oplosbaarheid voor
legerings-elementen;
- een zeer kleine matrix-korrelgrootte.
Toen het in het Laboratorium voor Materiaalkunde mogelijk was geworden vla spingieten (Engels: melt-spinning) vloeibare aluminiumiegeringen te laten stol-len met af koelsnelheden van ca. 10" K/sec, lag het voor de hand te onderzoel<en In hoeverre de precipitatiever-schijnselen In de met deze stolmethode verkregen alu-miniumiegeringen zich onderscheidden van de al veel langer bekende, als klassiek te omschrijven, alumi-niumiegeringen. Ook was een vraag of de mechani-sche eigenschappen van de gespinglete aluminium-iegeringen zich gunstig onderscheidden van die van de overeenkomende klassieke legeringen en wat de invloed van kleine toevoegingen van welgekozen legeringselementen opdeze mechanische eigenschap-pen was.
In de groep van prof dnir. B.M. Korevaar werd in 1978 besloten het onderzoek naar de bovengenoemde vragen te concentreren op twee legeringssystemen die elk model kunnen staan voor twee grote klassen van aluminiumiegeringen:
1. Al Si - de klasse der aluminlumgietlegeringen; 2. Al Mg - de klasse der aluminiumiegeringen met
precipitatleharding.
Hierbij moet men bedenken dat het spingieten als tech-niek voor zeer hoge stolsnelheden de legeringen in een produktvorm (=lint) brengt waarbij twee dimensies zeer klein zijn ten opzichte van de derde. Dit lijkt een nadeel, maar opent de mogelijkheid typische gletlege-rlngen zoals AlSi-legeringen te benutten als grondstof voor een extrusieproces. De door het spingieten ge-produceerde linten moeten ter verkrijging van een technisch produkt gecompacteerd worden; ven/olgens worden de gecompacteerde linten geëxtrudeerd. Het compacteren zowel als de extrusie zijn ook op te vatten als een warmtebehandeling. Daarom is het nodig het precipitatiegedrag van de gespingiete aluminiumiege-ringen te bestuderen. Preclpitatie vindt uiteraard altijd plaats vanuit een oververzadigde matrix. Deze uit-scheiding van legeringselementen veroorzaakt varia-ties van de matrixrooster-parameter en vrij grote enthalpieveranderingen. Roosterparameter-bepalin-gen via rontRoosterparameter-bepalin-gendiffractie en differentiële calorimetrie vormen dan ook voor de hand liggende methoden bij het onderzoek naar de warmtebehandeling van ge-avanceerde aluminiumiegeringen.
'Naast het hier vermelde onderzoek wordt In de Sectie Thermische Verwerkings-technologle onderzoek verricht naar de eigenschappen van alumlniumpoederlegerlngen, terwijl uiteraard de thermische behandelingen van lerro-legerlngen onderwerp van studie zijn.
Onderzoekmethoden
Bij het spingieten wordt een dunne straal vloeibaar metaal onder argondruk en eventueel argonatmosfeer uitgegoten op een sneldraaiend koperen wiel (zie
• argon gasdruk
• thermokoppel
smell gletkroes
Figuur 1:
Schematische voorsteiilng van het spingieten.
fig. 1). Aangezien het hier niet de bedoeling is verder in le gaan op de techniek van de snelle stolling, wordt hier voor verdere bijzonderheden verwezen naar de literatuur.'» Met spingieten worden linten geprodu-ceerd met als typische breedte 2 mm en als typische dikte 50 nm. Een zeer grote variëteit al uminiumlegerin-gen kan op deze wijze venwerkt worden.^'
Voor het hier beschreven onderzoek werden binaire AIMg- en AlSi-legeringen met het spingieten vervaar-digd. Daarbij varieerde het slllciumgehalte van 1,1 tot 33,9 at% Si en het magnesiumgehalte van 2,8 tol 16,7 at% Mg. Na het spingieten waren de aiuminiumrijke fase (s Al-matrix) van zowel de AIMg- als de AISI-legeringen sterk oven/erzadigd, Alleen in de gespin-giete AlSI-legerIngen was ook nog een tweede fase, gedispergeerd silicium, aanwezig.
De precipitatieverschijnselen werden vooral onder-zocht In de gespingiete legeringen, \em\\ de mechani-sche eigenschappen werden onderzocht nadat de gespingiete legeringen via compactle en extrusie geconsolideerd vyaren.
Bij het onderzoek van het precipitatiegedrag werden zowel Isotherme metingen als non-isotherme metin-gen uitgevoerd, isotherm werd de roosterparameter van de Al-matrix als functie van de gloeltijd, zowel kort
' ' m m
Langsdoorsnede van geëxtrudeerde tinten van een AIMg 5,6 at%-legering, scanning electron microscopie, vergroting 1500x.
samenstelling gloeltemperatuur Aa'"'"x'\0^ legering (at%) Al-matrix (at%) (K) (nm) 2.30 Si 1.41 Si 399 ± 4 3 4 10,6 Si 3.53 Si 399 ± 4 7 8 3.18 Mg 3.18 Mg 404 + 4 4 5 10.5 Mg 10.5 Mg 404 ± 4 6 7 10.5 Mg 10.5 Mg 411 ± 2 6 7 12.8 Mg 12.8 Mg 411 ± 4 10 12 16.7 Mg 16.7 Mg 404 ± 4 34 40 16.7 Mg 16.7 Mg 411 ± 2 50 59 Tabel 1:
De maximale verandering van de Al-matrixrooster-parameler, Aa"", en de concentratie aan overschotvacatures tSf.
Figuur 2:
De verandering van de Ai-matrixrooster-parameter, Aa^^ als functie van de gloeitijd, I, voor de aangegeven legeringen en gloeitemperaturen. e
I
ra
4 0 2 0 10! 0 4ni2K / O O 167at7»Mg/
/ t 1 4 0 4 i 4 K 3.18at%Mg 399±4K — a 10.6al%SI 2 0 4 0 6 0t (min)
als lang, gemeten. De enthalpie-effecten gepaard gaande met precipitatieverschijnselen, werden non-Isotherm met verschillende opwarmsnelheden bestu-deerd met differentiële calorlmetrische analyse (DSC = Differential Scanning Calorimetry). Deze opw/arm-snelheden varieerden van 0,5 tot 80 K/min.In het vervolg zullen enkele v a n de onderzoeksresulta-ten aan de orde komen.
1.5 A T I n m . K ' I 0.40 v o l u m e f r a c t i o n S I Figuur 3:
Aa'tj/ATals een lunctie van de volumefractie geprecipiteerd silicium. dB getrokken lijn: experimentele gegevens ; de streeplijn: berekend volgens vergelijking (1).
De Al-matrixrooster-parameter na korte
gloeitijden
In vergelijking met de waarde van de
matrixrooster-parameter direct na het spingieten vertoonde de Al-matrixrooster-parameter van zowel de AIMg- als de AlSi-legeringen een plotselinge stijging, Aa^,; met a^, = rooster-parameter van Al-matrlx. In figuur 2 wordt voor enkele legeringen de waarde van Aa^, gegeven als functie van de korte gloeltijd. De waargenomen maxi-male veranderingen worden gegeven in tabel 1. Zowel bij AIMg- als bij AlSI-legerIngen werden bij deze tempe-raturen en deze korte gloeitijden nog geen aanwijzin-gen voor preclpitatie gevonden: de Al-matrlx-parame-ter van een Al Mg-legering zou trouwens moeten dalen bijprecipltatie. Uit figuur 2 en tabel 1 wordt duidelijk dat de grootte van de stijging, Aa^,, sterk samenhangt met het gehalte aan legeringselement In vaste oplossing: hoe groter dit gehalte, hoe groter het effect Aa^^,. Spanningseffecten aanwezig in de tweefasige AlSi-legerlng (zie volgende paragraaf) kunnen dit effect niel verklaren: het effect was ook prominent voor de óénfa-sige AIMg-legering. Zowel de samenhang mei hel gehalte legeringselement in vaste oplossing als de richting van hel effect kunnen bevredigend verklaard worden met de annihilatie van overschotvacatures, oorspronkelijk aanwezig na het spingieten. Door inter-actie met iegeringsalomen In vaste oplossing zal de concentratie overschotvacatures groter zijn naarmate meer legeringsatomen in vaste oplossing zijn. De (overschot)vacatures verkleinen de roosler-parame-ter en dus zal annihilatie van deze vacatures de Al-matrixrooster-parameler vergroten. De oorspronkelij-ke concentratie (als fractie) van overschotvacatures, 0*;°, kan men, door aan te nemen dat het vacature-volume de helft is van het atomair vacature-volume, uil de waarde van Aa^^berekenen. Waarden van c^ï^zljn ook in label 1 vermeld.
De Al-matrixrooster-parameter na lange gloeitijden
Voor de AlSI-legerlng
Na zeer lange gloeitijden bleek de roosterparameter van de Al-matrix in de AISi legeringen steeds groter te zijn dan de evenwlchlswaarde van zuiver aluminium die correspondeert met een toestand van volkomen precipilalie (geen silicium in vaste oplossing). Dil verschil, A a ^ , , kan vla een beschouwing over elasti-sche rekken in een matrix door aanwezigheid van mispassende deeltjes, gerelateerd worden aan het grole verschil In thermische uilzellingscoëfficiënl lus-sen de Al-malrix en de aanwezige slliciumdeeltjes. Voor het verschil Aa^^, kan worden afgeleid dat geldt:
A a \ , = a „ 0 Aa AT Vg, (1) Hierin Is G = e e n elastische constante, A a = hel verschil
in thermische uitzeltingscoëfficiënl van de Al-matrix en de Si-deeltjes, AT= het verschil lussen de gloeilempe-ratuur en kamertempegloeilempe-ratuur, zijnde het lempegloeilempe-ratuur- lemperatuur-trajecl door hel AlSI-preparaal doorlopen na preciplta-lle, en y 3 | = de volumefraclle van Si-deeltjes.
In iedere tweefasige AlSi-legering moet in beginsel rekening gehouden worden met hel optreden van elastische rekken en dus ook inwendige spanningen door dit verschil in thermische uitzetting of krimp van Al-malrix en Si-deeltjes. Vergelijking (1) voorspelt, dal hel verband tussen Aa^^/AT en y^^ gegeven wordl door een rechte lijn. Figuur 3 laat zien dal dil lineaire verband ook experimenteel gevonden wordl. Hel voorgaande heeft als consequentie, dat de rooster-parameter van de matrix in een tweefasige Al-legering niet zonder meer beschouwd kan worden als een maal voor de samenstelling van de Al-malrix. Op basis van verg. (1) is een correctie mogelijk, zodat de voortgang van de
81-2 8
Figuur 4:
De precipilalieparamelBr, J-X,, voor de gespingiele legering AISi2,3 al% ais functie van de gloeitijd op de aangegeven temperaturen.
precipitatie in gespingiete en in vastafgeschriicte AlSi-legeringen bestudeerd kan worden.
Voor een gespingiete AISi legering wordt deze voort-gang gegeven in figuur4, w a a r d e precipitatieparame-ter 1 -X,, met X,=de omgezette fractie van de Al-matrix, wordt uitgezet als functie van de gloeltijd bij de aange-geven temperaturen. De voortgang van de precipitatie wordt gekarakteriseerd door een zogenaamde active-ringsenergie, E^.3> Deze kan men bepalen door de tijd tot een constante waarde van (1-X,) uit te zetten als functie van de reciproke gloeltemperatuur. Uit de hel-ling van de rechte lijn door de dan verkregen punten kan men een waarde van E. bepalen. Bij de Si-preclpitatie in gespingiete AiSi-legeringen blijkt de waarde van af te hangen van de waarde van (1 - X,; zie tabel 2). AlSi-legering at% Si 1 - X . 2,3 0,8 0,9 0,6 1.1 0.4 1.1 0.2 1,2 10,3 0,6 0,8 0,4 0,9 0,2 0,9 7abe/2;
De activeringsenergie £, voor de sliiclumprecipilalie bij constante waarden van (1 - X).
Precipitatie van substitutloneel opgeloste elementen als silicium vanuit een oververzadigde Al-matrix kan alleen plaatsvinden vla het vacaturemechanisme: een vacature maakt plaats voor een Si-atoom waardoor het Si-atoom zich kan verplaatsen. Hoe meer vacatures er aanwezig zijn hoe gemakkelijker de precipitatie zal verlopen.
Voor precipitatie is dus nodig vorming en verplaatsing van vacatures en de activeringsenergie zal dan ook bijdragen bevatten voor vormings- en verplaatsings-energie. Zijn er veel overschotvacatures, dan zal de activeringsenergie voor precipitatieooklaagzijn.Tijdens voortgaande precipitatie zullen vacatures verdwijnen en moet de activeringsenergie voorprecipitatie stijgen, zoals inderdaad in tabel 2 blijkt.
Voor de AIMg-legering
In binaire AlSi-legedngen geeft precipitatie direct de evenwichtsfase van praktisch zuiver silicium. In afge-schrikte AIMg-legeringen verloopt de preclpitatie van-uil de oververzadigde Al-malrix via intermediaire
fa-sen. De volgorde en het aantal van deze fasen 2ijn af-hankelijk van de toegepaste gloeitemperaturen. In AllVIg-iegeringen kan de volgende sequentie optre-den:'')
oververzadigde Al-matrix ^ GP P" -> p' - > p met GP= Gulnier-Preston zones, P" = intermediair, soms omschreven als een geordende GP-zone, p' = semi-coherent intermediair, en p = incoherente even-wichtsfase.
De verandering van de Al-malrixrooster-parameter is onderzocht bij temperaturen tussen 125 "C en 225 "C Bij deze temperaturen kan de vorming van GP-zones buiten beschouwing blijven en is alleen de vorming van de P'-fase te ven/vachten.^'
Uit het verloop van de Al-matrixroosler-parameter als functie van de gloeitijd (zie fig. 5) voor een gespingiete Al-legering met 10.5 at% Mg kan afgeleid worden, dat de precipitatie van de magnesiumalomen infiomo-; geen verloopt: er zijn gebieden van de Al-rijke matrix die al weinig magnesium in oplossing hebben lage waarde van de Al-matrixrooster-parameler) tegelijker-tijd met gebieden met nog veel magnesium in oplos-sing (= hoge waarde van de Al-malrixrooster-parame-ter). Ook voor een AIMg-legering met een grotere oververzadiging dan de legering uit figuur 5 blijkt bij nauwgezette bestudering de magnesium een niet-uniform karakter te dragen. Voor deze verschijnselen ontbreekt voor zover bekend een bevredigende ver-klaring.
Wel blijken, uit een bestudering van de voortgang van de magnesium-precipltatie, vacatures een belangrijke rol te spelen bij de magnesium-precipitalie In gespin-giete AIMg-legeringen.
Enthalpie-effecten
Voor de AiSi-legerlngen
De verschillen tussen de precipitatie in gespingiete en vastafgeschrikte AlSi-legerIngen kunnen het best onderzocht worden met gelijkvormige preparaten, Daarom wordt het precipitatiegedrag I n vaslafgeschrik-le linten vergevaslafgeschrik-leken mei het precipitatiegedrag van linten direct na het spingieten. Deze laatste linten vertoonden uiteraard een grotere oververzadiging van de Al-matrix dan de vastafgeschrikte linten, waar de oververzadiging werd gegeven door de vaste oplos-baarheid bij de oplostemperatuur (= 550 °C), Gecorri-geerd voor dil verschil In oververzadiging bleek dat het
1 1 * * ' ' 1 or.oa OiDB 8 ' 1 8 6t 512 ^ 1 ih) Figuur 5:
De Al-matrixroosler-parameter van een gespingiete legering AIMg 10,5 at% als functie van de gloeitijd op de aangegeven temperaturen.
uitvoering van spingieten.
warmte-effect dat gepaard gaal met de preclpitatie, in de linten direct na spingieten aanmerl<elijl< groter was dan tiet warmte-effect gemeten voor de vastafge-schrikte linten. Dezeverschillen werden geheelveroor-zaakt door de korrelgroel van d e Si-deeltjes in de gespingiete linten die optrad tijdens het venwarmen in het DSe-apparaat tot vrij hoge temperaturen. Tijdens hetoplosgioeien van de linten voor hetvastafschrikken was d e korrelgroel van de Si-deeltjes al zodanig dat deze korrelgroeiblj de dan volgende DSC- analyse met als eindtemperatuur 550 °C verwaarloosbaar was. Uit elektronenmicroscopischonderzoekbleekdatdegroot-te van de Si-deeltjes na spingieelektronenmicroscopischonderzoekbleekdatdegroot-ten van de orde van 10 nm is, terwijl de Si-deeltjes na het vastafschrlkken van de linten een diameter van de orde van 2 ^im bezaten. Bij e e n hiernavolgende DSG-analyse tot 550 °G vond geen aanzienlijke korrelgroel van de Si-deeltjes meer plaats.
De acliveringsenergle voor Si-precipilatie bleek voor de vastafgeschrikte linten kleiner te zijn dan voor de precipitatie direct na spingieten. in lijn met de opmer-kingen gemaakt In het voorafgaande kan dit feit begre-pen worden door op te merken dat het vastafschrikken van linten met een dikte van slechts 50 nm resulteert in e e n hogere vacatureconcenlratie dan aanwezig In de linten direct na het spingieten, waar de afkoeling zodra de linten het wiel verlaten hebben in felle aan de lucht plaatsvindt.
Voor de AIMg-legeringen
Hierbij werd met DSC-analyse GP-zonevorming
be-II
II
11
II
1 1produkt
(MPa) (MPa) (%) (%) (MPa) (%)
CC Al-Si 85 139 4 7 96 10
LQ Al-Si 112 206 10 20 166 7
LQ Al-Si-Sr 146 257 13 31 179 5
LQ Al-SI-Sr chop 143 253 16 29 261 10
Legenda:
CC Al-Si = conventioneel gegoten en geëictrudaBrd LQ Al-Si = gespingiet en geéxirudeerd
LQ Al-SI-Sr = strontium toevoeging, gespingiet en geëxtrudeerd LQ Al-SI-Sr ctiop = strontium loevoeging. gespingiet, gehakte lintjes en
geëxtrudeerd
E = breukrek
v = insnoering
Tabel 3:
Treksterkten voor vier soorten geëxtnideerd produkt.
studeerd in linten direct na het spingieten en in oplos-gegloeide en ven/olgens vastafgeschrikte linten: zoals eerder al aangegeven waren alle AIMg-legeringen na het afschrikken éénfasig: alle magnesium aanwezig was in vaste oplossing In de Al-matrlx. Tijdens het bewaren op kamertemperatuur vormden zich GP-zones. Deze GP-zonevorming was in de vastafge-schrikte linten aanmerkelijk sneller dan in de linten na spingieten. De voortgang van het oplossen van de GP-zones, meetbaar bij de DSC-analyse door het hiermee gepaard gaande enthalple-effect, verliep in de vast-afgeschrikte AIMg-IInten met een kleinere activerings-energie dan in de gespingiete AIMg-linlen. Aangezien zowel voor de vorming als voor het oplossen van GP-zones magnesiumdiffusie nodig Is en deze diffusie via een vacaturemechanisme verloopt, kan in de lijn van de opmerkingen In het voorafgaande geconcludeerd worden dat vastafgeschrikte linten een hogere vaca-ture-concentratie bezitten dan de slechts gespingiele AIMg-IInten.
Mechanische eigenschappen
De gespingiele linten zijn veelal ongeschikt als half-fabrikaat. Zij kunnen echter heel goed dienen als grondstof voor de produktie van een halffabrikaat, Hiertoe moeten zij op de een of andere wijze met elkaar verbonden worden vla consolidatie. De dichtheid van het geconsolideerde produkt moei praktisch gelijk zijn aan de theoretische dichtheid van de betreffende lege-ring. Warmexlrusle, toch al een veel toegepaste vorm-gevingsmethode voor aluminiumiegeringen, kan in beginsel voldoen aan dil vereiste.
Hel spingieten als technologie van supersnelle stolling opent in beginsel de mogelijkheid voor het venwerken van schroot van aluminiumiegeringen, ook als dat typische gietlegeringen zijn, op basis van de verhoog-de vaste oplosbaarheid voor en verhoog-de zeer fijne ververhoog-deling van legeringselemenlen en/of secundaire fasen. Ook bij deze schrootvenverking zal de consolidatie van de geproduceerde linten tot een homogeen massief pro-dukt een essentiële processtap zijn.
De linten hebben als ongunstige eigenschap een hoge oppervlakte/volume-verhouding. Aan dat oppervlak kunnen gassen en waterdamp geadsortjeerd zijn die bij een verdere thermische bewerking porositeit kun-nen veroorzaken. Ontgassen Is dus noodzakelijk. Verder kunnen de linten als zodanig niet aan de exlrusiepers worden toegevoerd: precompacteren is nodig. Met hel oog op de noodzakelijke ontgassing kan tijdens het precompacteren de dichtheid niel tot 100% van de dichtheid van de betreffende legering worden verhoogd. Het blijkt dat de dichtheid van geprecom-pacteerde linten niet veel hoger dan 85% mag zijn. Hel ontgassen wordt uitgevoerd bij een vacuumdmk van 10"^ lot 10-' alm. en temperaturen van ca. 400 °C. De extrusielemperaluren liggen veelal 50-100 °C bene-den de eutectische temperaturen, ten/vijl als extrusie-ratlo waarden van ongeveer 25 vaak worden toege-past.
Bij het beoordelen van de verkregen slerkte-eigen-schappen van hel geconsolideerde, geëxtrudeerde produkt moet men beschouwen:
- de anisotropie van de verkregen mechanische ei-genschappen: de mechanische eigenschappen evenwijdig aan de extrusierichfing (||) en loodrecht daarop ( 1 ) ;
- de vergelijl^ing van de eigenschappen van de Al-legering veri<regen via "spingieten + extrusie" mei die van dezelfde Al-legering via een conventionele route.
Bij dit laatste punt dient bedacht le worden, dat men via "spingieten-1-extrusie" kneedlegeringen kan verkrijgen
10 Mg ( a t % ) la S i ( Q t % ) 20 Figuur 6:
De trel<steri<le, a^^^, ais lunctie van liet bruto legeringsgehaite voor de binaire AIMg- en AlSi-legeringen p = geêxtnideerde gespingiete linten en® = conventionele produktie).
die niet via de conventionele route mogelijl< zijn. Bij de onderzoctite binaire AIMg- en AlSi-legeringen is geble-l<en dat het ontgassen vervangen kan worden door voldoende lang (40 minuten) vóórverhitten voor de extrusie. De mechanische sterkte van de "gespingiete +geëxtrudeerde" staven was loodrecht op de extrusie-rlchting in het algemeen lager dan evenwijdig aan de extruslerichtlng. Deze verschillen waren echter voor de binaire AIMg-legeringen groter dan voor de binaire AlSi-legeringen. De sterkte van de "gespingiete + geëxtrudeerde" AIMg-legeringen week niet veel af van die van de conventionele AIMg-legeringen, terwijl de sterkte van de "gespingiete + geëxtrudeerde" AlSi-legeringe n juist hoger was dan die van de AlSi-legerin-gen verkreAlSi-legerin-gen via de conventionele procesroute (zie fig. 6). De sterkte van de "gespingiete + geëxtrudeerde" AlSi-legeringen kon nog verder verhoogd worden door de toevoeging van een kleine hoeveelheid strontium (0,03 at% Sr; zie tabel 3). De toevoeging v a n strontium verfijnde de microstructuur van de "gespingiete + geëxtrudeerde" AlSi-legering en verminderde de ef-fecten van anisotropie. Aan de vermindering van het anisotropie-effect droeg ook sterk bij het in stukjes hakken van het lint vóór precompactie en extmsie (zie tabel 3). In "gespingiete + geëxtoideerde" AlSi-legerin-gen was trouwens de microstructuur fijner dan in de overeenkomstige conventionele legeringen.
Slotopmerkingen
In het voorgaande zijn slechts enkele van de in het oog springende resultaten van het onderzoek naar de thermomechanische behandeling van geavanceerde aluminiumiegeringen gepresenteerd. Voor meer gedetailleerde Informatie wordt hier verwezen naar de b i -bliografie van publikaties. Hieruit blijkt dat door een geconcentreerde aandacht veel bereikt kan worden met een zeer beperkt aantal onderzoekers, waarbij uiteraard veelvuldig gebruik is gemaakt van de samen-werking binnen het Laboratorium voor Materiaalkunde van deTechnische Universiteit Delft en de daar aanwe-zige faciliteiten. In de toekomst zal door de Sectie Thermische Venwerkingstechnologie op het terrein van de aluminiumlegenngen vooral onderzoek worden gedaan naar de produktie, structuur, warmtebehande-ling en mechanische eigenschappen van aluminium-matrlx-composieten. Dit project berust op een samen-werking met de Secties Thermische Versamen-werkingstech- Verwerkingstech-nologie, Stollingstechnologie en Fysische Chemie van de Vaste Stof binnen het Laboratorium voor Materiaal-kunde van deTU Delft. Bij alle genoemde onderzoekin-gen is de steun van de stichting FOM/STW onontbeer-lijk. Hiervoor wordt op deze plaats onze erkentelijkheid uitgesproken.
Verwijzingen
1) . A. Bendijk, R. Delhez, L. Katgerman, Th.H. de Keijser, E.J. Mittemeljer, N,M. van der Pers, Journal of Materials Science. 15 (1980) 2803-2810.
Geïnteresseerden kunnen ook In contact treden met Dr. W.H. Kool, Sectie Stollingstechnologie, Laboratorium voor Materiaalkunde TU Delft, Rotterdamseweg 137, 2628 AL Delft.
2) . De verhoogde vaste oplosbaarheid en de homogene verdeling van legeringselementen die met spingieten verwezenlijkt kan worden, maken spingieten in beginsel geschiklals proces tervenwerking van aluminiumschroot-legerlngen. Een seml-industriële proefinstallatie op basis van spingieten is momenteel bij Protech Al B.V. te Kam-pen in bedrijf.
3) . Zie hiervoor: J. Burke, Tfie kinetics of phase transforma-tions in metals. Pergamon Press, Oxford, 1965. 4) . Zie hiervoor ook: J.J. Polmear, Light Alloys. Edw. Arnold.
London, 2e druk 1989.
5) . R. Nozato, S. Ishihara, Transactions ol ihe Japanese Institute of Metals, Zt (1980) 580-588.
Bibliografie van publikaties
[1J E.J. Mittemeijer. P. van Mourik, Th.H. de Keijser, 'Un-usual lattice parameters in two-phase systems after annealing'. P/i(/osopWca//Wasiaz/neA,43A(1981) 1157¬ 1164.
[2] R. Delhez, Th.H. de Keijser. E.J. Mittemeijer, P. van Mourik, N.M. van der Pers, L. Katgerman, W.E. Zalm, 'Structural inhomogeneities of AISi alloys rapidly quen-ched from Ihe melt'. Journal of Materials Science, 17 (1982) 2887-2894.
[3J J.A, van der Hoeven, P. van Mourik, E.J. Mittemeijer, 'Structural and compositional variations in aluminium alloys rapidly quenched from the mell. Journal of Mate-rials Science Letters, 2 (1983) 158-160.
[4) P. van Mourik, E.J. Mittemeijer, Th.H. de Keijser, 'On precipitation in rapidly solidified aluminium-silicon alloys'. Journal of Materials Science, 18 (1983) 2706-2720. [51 D. Seegers, P. van Mourik, M.H. van Wijngaarden, B.M.
Rao, 'PrGCipilation of silicon in a solid-quenched alumi-nium-silicon (1.3at%)a(loy studied by position annihilation'. Physica Status Solidia. 81a (1984) 209-216.
[6] M. van Rooljen. J.A. van der Hoeven, L. Katgerman, P. van Mourik. Th.H. de Keijszer, E.J. Mittemeijer, 'Conso-lidation and resulting tensile strength o( melt-spun AIMg and AISi alloys'. Powder Metallurgy Aerospace Materials Conference Bern. Zwitsedand, November 12-14,1984. [7] M. van Rooljen. N.M. van der Pers. L, Katgerman, Th.H. de Keijzer, E.J. Mittemeijer, 'Relation between
solidifica-tion morphology and texture of melt-spun Al and Al alloys'. Proceedings of the 5th International Conference of Ra-pidly Quenched (Vletals, edited by S. Steeb and H. War-limont, Elsevier Science Publishers, Amsterdam 1985, p. 823-826.
[8] P. van Ivlourik, Th.H. de Keijzer, E.J. Mittemeljer, 'Excess vacancies In rapidly quenched aluminium alloys'. Procee-dings of the 5th International Conference of Rapidly Quenched Metals, edited by S. Steeb and H. Warllmont, Elsevier Science Publishers, Amsterdam 1985, p. 899¬ 902.
[9] M. van Rooljen, P.F, Colijn, Th.H. de Keijser, E.J. Mitte-meljer, 'Morphology and mechanical properties of melt-spun and conventionally cast aluminium, AIMg and AISI alloys before and after hot extrusion'. Journal of Materials Science, 21 (1986)2373-2384.
[10] P. van Mourik. Th.H. de Keijser, E.J. Mittemeijer, 'Misfit strains and excess vacancies in liquid-quenched and solid-quenched AISi alloyson aging', in: Rapidly solidified materials. Proceeding of an International Conference, edited by P.W. Lee and R.S. Carbonara. ASM, Ohio, Metals Park, USA, 1986, p. 341-350.
[11] M. van Rooijen, N.M. van der Pers, Th.H. de Keijser, E.J. Mittemeijer, 'Structure refinement and improved mecha-nical properties of AI-20 at% Si by rapid solidification in conjunction with strontium modification". Materials Scien-ce and Engineering, 96(1987) 17-25.
[12] P. van Mourik, Th.H, de Keijser, E.J. Mittemeijer, 'Kinetics of precipitation and of relaxation of predpltatlon-induced stresses in aluminium-silicon alloys'. Scripia Melallurgi-ca. 21 (1987) 381-385.
[13] M. van Rooijen, J.A. Sinte Maartendljk, E.J. Mittemeijer, 'Precipitation of Gulnler-Preston zones in Al-Mg; a calo-rimetrie analysis of liquid-quenched alloys'. Metallurgical Transactions A, 19A (1988) 2433-2443.
[14] P. van Mourik, Th.H. de Keijser, N.M. van der Pers, E.J. Mittemeijer, 'On misfit-Induced lattice spacing variations in two-phase alloys: the case of cooling-induced micro-strains In the Al-matrix of fully aged AISi alloys'. Scripta Metallurgica, 22 (1988) 1547-1551.
[15] M. van Rooijen, Rapidly solidified aluminium alloys; The precipitation behaviour and the mechanical properties after compaction. Proefschrift, Technische Universiteit Delft, 1988.
[16] P. van Mourik, Ageing ol liquid-quenched and solid-quenched aluminium base alloys; analysis of lattice para-meter variations. Proefschrift, Technische Universiteit Delft, 1988. ISBN 90-6275-488-0,
[17] M. van Rooijen, E.J. Mittemeijer, 'Precipitation of silicon In alumlnlum-sllicon; a calorimetrie analysis of liquid-quenched and solid-que nched alloys'. Metallurgical Trans-actions A, 20A (1989) 1207-1214.
[18] P. van Mourik, N.M. Maaswinkel, Th.H. de Keij2er, E.J. Mittemeijer, 'Precipitation in liquid-quenched Al-Mg al-loys; a study by use of X-ray diffraction line shift and line broadening". Journal of Materials Science, 24 (1989) 3779-3786.
[19] M.J. Starink, P. van Mourik, B.M. Korevaar, 'Precipitation effects in an aluminium-copper alloy reinforced with sili-con particles'. Conference Report 'Metal Matrix Compo-sites: property optimisation and applications'. The Institu-te of Metals, Londen, 1989, p. 1.1-1.3.
