Estructura y propiedades de las aleaciones de fundición de aluminio-magnesio después del tratamiento térmico

Estructura

Las estructuras de grano representativas de las aleaciones de Al-Mg en el estado de recepción con diferentes contenidos de Mg se presentan en la Fig. 1. Es evidente que ambas muestras caracterizan una estructura dendrítica equiaxada similar. Además del Al primario en forma de roseta, hay fase β distribuida en la región interdendrítica como resultado de una solidificación no equilibrada. Para realizar una identificación precisa de las fases del material en estado de recepción, se utilizaron dos tipos de grabadores para revelar la microestructura. El reactivo de Keller (Fig. 2a) que se utiliza habitualmente para el grabado de aleaciones de aluminio reveló los precipitados secundarios en los límites del grano, pero no permite una clara distinción de los constituyentes de la estructura. La aplicación del reactivo de Weck permite distinguir las precipitaciones individuales por su tonalidad. Así, se puede afirmar que la microestructura en el estado de recepción consta de tres fases: α-Al (matriz brillante), Al3Mg2 (precipitaciones oscuras) y Mg2Si (precipitaciones grises) que se forman cerca de los límites de grano (Fig. 2b). La presencia de las fases principales ha sido confirmada en el estudio anterior. El tratamiento de precipitación conduce a la desaparición de la estructura dendrítica y no tiene un impacto significativo en el tamaño del grano y su morfología (Fig. 3). Es evidente que durante el proceso de tratamiento de precipitación a partir de la solución sólida sobresaturada precipitan las fases secundarias de endurecimiento β′-Al3Mg2 que se distribuyen uniformemente en la matriz de la aleación. Este efecto ha sido ampliamente estudiado por Starink y Zahra . La figura 4a, b muestra las microestructuras de la aleación EN AC 51300 después del análisis térmico. Se puede ver que el espaciado de los brazos dendríticos (DAS) y el tamaño del grano aumentaron después del análisis térmico en comparación con el estado de recepción o de tratamiento térmico. También se puede observar que la mayoría de las fases secundarias se localizan en los límites de grano y son visibles como precipitaciones brillantes. También hay que mencionar que un aumento de la velocidad de enfriamiento disminuye el tamaño de grano en el caso de ambas aleaciones examinadas. Los resultados de la medición del tamaño de grano mediante el método de intersección de líneas se presentan en la Tabla 2. También puede concluirse que la mayor cantidad de magnesio en la aleación EN AC 51300 da lugar a un menor tamaño de grano tras el análisis térmico. Este fenómeno puede explicarse por una nucleación más temprana de la fase primaria de la aleación que contiene ~5 % de Mg.

Análisis térmico

Antes de comenzar a analizar la trayectoria de solidificación de la aleación de aluminio debe tenerse en cuenta que el número de fases en el estado de fundición (no equilibrio) puede ser mayor que el número en condiciones de equilibrio, pero la secuencia de las reacciones de solidificación está, en general, de acuerdo con los diagramas de fase correspondientes.

La fase Mg2Si determina ampliamente las propiedades de las aleaciones de aluminio examinadas, por lo que su interpretación debe partir del diagrama de fases Al-Mg-Si que es relativamente simple y ha sido tratado en la literatura con suficiente detalle. En la esquina de aluminio del sistema Al-Mg-Si, las siguientes fases están en equilibrio con la solución sólida de aluminio: Al3Mg2 y Mg2Si. El Al3Mg2 (a veces designado como Al8Mg5) tiene una estructura FCC con parámetro de red a = 2,82-2,86 nm. La fase Mg2Si tiene una estructura cúbica con parámetro de red a = 0,635-0,640. En casi todas las aleaciones comerciales que pertenecen al sistema Al-Mg-Mg2Si, el aluminio se solidifica en primer lugar y luego se forma una de las eutécticas binarias. Las eutécticas binarias y ternarias, en las que interviene la fase Al3Mg2, pueden solidificarse en las aleaciones comerciales, sólo en condiciones de no equilibrio. Como se presenta en el trabajo , la fase Al3Mg2 se forma por precipitación a partir de la solución sólida de aluminio al enfriarse en el estado sólido; sin embargo, en condiciones reales de no equilibrio, esta fase puede formarse durante la solidificación como resultado de reacciones eutécticas. En las aleaciones de Al-Si fundidas, la fase Mg2Si se desarrolla sólo como resultado de un resultado eutéctico ternario no equilibrado a 555 °C, y su cantidad es pequeña (<1 vol.%), lo que hace difícil su clasificación en un microscopio óptico. A pesar de la solubilidad mutua comparativamente débil del Mg y el Si en el Al sólido, permite un efecto significativo de precipitación debido a la formación de modificaciones metaestables coherentes y semi-coherentes (\(\beta^{{prime \prime }} , \beta^{{prime }}) de la fase Mg2Si durante el envejecimiento. Los resultados recientes mostraron que la solubilidad sólida mutua del magnesio y el silicio en el aluminio depende totalmente de la temperatura, lo que requiere la observación estricta de un régimen de tratamiento térmico. En las aleaciones Al-Mg que contienen más del 3-4 % de Mg, no se forman precipitados secundarios de la fase Mg2Si debido a la baja solubilidad del Si en el Al. Casi todo el silicio está ligado en partículas eutécticas de Mg2Si.

Los resultados del análisis térmico de las aleaciones de aluminio investigadas se han presentado en la Fig. 5. Se obtuvo información más detallada relacionada con las características térmicas de la aleación utilizando curvas de primera derivada. Las temperaturas de las reacciones metalúrgicas se resumen en la Tabla 3. El punto característico de los cambios térmicos ocurridos durante el proceso de cristalización definido como el punto de intersección de la tangente en el punto de inflexión de la curva con la curva base, o como un punto obtenido por extrapolación de las secciones rectas en el análisis térmico de expresión.

La solidificación comienza a unos 629-641 °C con la formación de granos de aluminio. La temperatura de nucleación de dendritas α-Al (T αDENNUC ) (punto 1) representa el punto en el que las dendritas primarias estables comienzan a solidificarse a partir de la masa fundida. La variación demostró este hecho en la pendiente de las curvas de enfriamiento y se determinó por el punto de inflexión de la primera derivada. La temperatura de liquidus significa el comienzo de la fracción sólida que, en este punto, es igual a cero. Claramente, el evento de nucleación para la dendrita de Al tiene lugar a temperaturas más altas con el menor contenido de magnesio en la aleación, es decir, T αDENNUC fue de 641,3 °C para la aleación EN AC 51100, que se desplazó a 629,1 °C para la aleación EN AC 51300. Como es evidente, en el caso de la aleación EN AC 51300 la temperatura de nucleación de la dendrita aumentó aproximadamente 4 °C con el aumento de la velocidad de enfriamiento. También se puede observar que el aumento de la velocidad de enfriamiento para la aleación EN AC 51100 no proporciona cambios significativos en la temperatura de nucleación. El aumento de la temperatura de nucleación permite que se formen nuevos cristales antes de la solidificación, lo que significa que hay más núcleos con menos potencial de crecimiento y, por lo tanto, cabe esperar un refinamiento efectivo del grano.

Los siguientes puntos característicos de las curvas de cristalización se observaron a 638,0 y 625,2 °C, respectivamente. Este evento es la temperatura mínima de las dendritas α-Al (subenfriamiento) (T αDENMIN ) (punto 2), que define una situación en la que las dendritas nucleadas han crecido hasta tal punto que el calor latente de fusión liberado equilibra el calor eliminado de la muestra de ensayo. El T αDENMIN como mínimo local está definido por el punto en el que la primera derivada cruza la línea cero (dT/dt = 0). Puede observarse que el aumento de la velocidad de enfriamiento no proporciona cambios significativos en T αDENMIN . El punto 3 es el punto en el que las dendritas α producidas en el fundido líquido se vuelven coherentes (T αDENDCP ). En este punto, la segunda derivada de la curva de enfriamiento interseca la línea cero (Fig. 6). Después de pasar este punto (T αDENDCP ), la temperatura de la masa fundida aumenta hasta una temperatura de crecimiento en estado estable (T αDENG ) (punto 4). La T αDENG coincide con el segundo punto cero de la primera curva derivada (dT/dt = 0) tras el inicio de la nucleación (dT/dt = 0). Tras la formación de los granos primarios de aluminio, siempre que la concentración de Si sea suficiente, se forma el eutéctico binario Al + Mg2Si en el rango de temperaturas de 544 a 574 °C (punto 5). De hecho, al aumentar la velocidad de enfriamiento, la \ {{{text{E}} izquierda( {{{text{Al}} + {{text{Mg}}_{2} {{text{Si}} derecha)}} disminuyó en 3 y 6 °C, respectivamente. Los puntos 6 corresponden a la temperatura de nucleación eutéctica β-Al3Mg2 y al crecimiento eutéctico de la fase β. En este punto, la fase β-Al3Mg2 comienza a formarse en los límites de grano que pudieron observarse a 563,1 °C en una aleación que consta de un 3 % de Mg y a 436,3 °C en una aleación que tiene aproximadamente un 5 % de Mg. También se observó que, al aumentar la velocidad de enfriamiento de las aleaciones de aluminio examinadas, la temperatura de nucleación eutéctica (T_{{text{E}}left( {{text{Al}} + {{text{Al}_{3} {{text{Mg}} {{2}} \right)}} disminuyó ligeramente, aproximadamente 2 °C. El último punto (nº 7) observado en la curva de cristalización es la temperatura de solidificación que se observó a 520,1 °C para la aleación EN AC 51100 y a 416,7 °C para la aleación EN AC 51300. De hecho, al aumentar la velocidad de enfriamiento, el rango de solidificación aumentó aproximadamente 9 °C para ambas aleaciones analizadas. Esto demuestra que la ampliación del rango de cristalización puede dar ventajas a la fundición de metales semisólidos (SSM), como la tixocasting, la rheocasting o el tixomoldeo; sin embargo, aumenta la aparición de defectos de fundición como la macrosegregación, el desgarro en caliente y la contracción y porosidad de gas en la fundición convencional. Las desviaciones locales del equilibrio dan lugar a la microsegregación y, finalmente, al desplazamiento del equilibrio local hacia las concentraciones en las que se forman nuevas fases.

La segunda derivada de la curva de enfriamiento se utilizó para determinar el punto de coherencia de la dendrita (Fig. 6). El primer valor mínimo de la segunda derivada de la tasa de enfriamiento se define como el DCP, que indica la transición de líquido a un estado líquido-sólido. Después de pasar este punto, las dendritas continuaron creciendo y volviéndose más gruesas con un mayor enfriamiento de la fusión.

Los cambios de la temperatura en el punto de coherencia de las dendritas y la fracción sólida correspondiente a la coherencia de las dendritas (f DCP) en función del contenido de Mg y la velocidad de enfriamiento se presentan en la Tabla 4. Se puede observar que la fracción sólida del punto de coherencia de la dendrita de Al primario aumentó de 2,8 a 3,7 % con el aumento del contenido de Mg y aumentó para EN AC 51100 de 2,8 a 4,1 % y aumentó para EN AC 51300 de 3,7 a 8,4 % con el aumento de la velocidad de enfriamiento. Para las dos series analizadas de aleaciones de aluminio se puede observar que el aumento de la velocidad de enfriamiento provocó una disminución de la temperatura en el punto de coherencia de la dendrita de 638,47 a 637,71 °C para la EN AC 51100, y de 626,51 a 623,81 °C para la EN AC 51300. En otras palabras, los parámetros de coherencia muestran que el refinamiento del grano reduce la temperatura de coherencia de la dendrita y puede retrasar la coherencia de la dendrita. La DCP tiene una correlación directa con la fluidez; si se retrasa la DCP, se conseguirá una mayor fluidez. En resumen, la investigación de la formación de DCP mediante TDA muestra que la dendrita se vuelve coherente más tarde con una mayor tasa de enfriamiento y con una mayor concentración de Mg.

Propiedades mecánicas

Basado en los resultados de la medición de la dureza de la aleación EN AC 51100 y EN AC 51300 que se dan en las Tablas 5 y 6, se encontró que el aumento del contenido de magnesio influye en la dureza de las aleaciones, que es el resultado del endurecimiento por solución sólida. Para encontrar las condiciones más favorables del proceso de tratamiento térmico de las aleaciones investigadas, se realizaron una serie de experimentos.

El análisis de los datos obtenidos de la medición de la dureza permite juzgar que la aleación EN AC 51100 tiene el mayor potencial de envejecimiento. Como se pudo observar después de la disolución a partir de la temperatura de 580 °C, hay un aumento significativo de la dureza incluso después de 4 h de envejecimiento artificial. El posterior envejecimiento por enfriamiento provoca un pequeño aumento de la dureza y, tras 12 horas de envejecimiento artificial, el material presenta la mayor dureza. Las temperaturas más bajas del tratamiento con solución sólida no permiten obtener un aumento tan significativo de la dureza, pero se observa que tras el temple a partir de la temperatura de 560 °C y el envejecimiento durante 12 h es posible obtener resultados similares a los anteriores. Durante el tratamiento por precipitación de la aleación EN AC 51300, se observó sólo un pequeño aumento de la dureza. Ello podría deberse a un tiempo de tratamiento por disolución demasiado corto que no permitió la disolución completa del Mg en una matriz de la aleación y la posterior precipitación desde la solución sólida cuando la aleación fue envejecida artificialmente. Como se presenta en la Tabla 6, el tratamiento de la solución a partir de la temperatura de 560 °C y el posterior envejecimiento durante 12 horas a 160 °C causan el mayor aumento de la dureza, alrededor del 14 %, en comparación con el estado de fundición. El enfriamiento a baja temperatura da lugar a la obtención de una dureza considerablemente menor, independientemente del tiempo de envejecimiento, lo que permite concluir que estos tratamientos térmicos no son económicos porque no permiten lograr un aumento significativo de las propiedades del material.

Para caracterizar la ductilidad y la resistencia a la tracción de las aleaciones de aluminio investigadas después del tratamiento térmico, se realizaron ensayos de tracción estática. Las mediciones de dureza que se realizaron anteriormente se utilizaron para elegir el tipo de tratamiento térmico más beneficioso. En el caso de la aleación EN AC 51100, los ensayos de tracción se llevaron a cabo en muestras que se templaron a 580 °C y, respectivamente, en el caso de la aleación EN AC 51300 la temperatura de temple fue de 560 °C. Según los resultados obtenidos en los ensayos de tracción estática de las aleaciones examinadas, se observó un aumento de la resistencia a la tracción (Tabla 7). En la Fig. 7 se muestra la influencia del tratamiento en solución y del tiempo de envejecimiento. Como puede verse, las características de envejecimiento artificial que demuestran los cambios de la resistencia a la tracción son comparativas con las mediciones de dureza obtenidas anteriormente. Como era de esperar, la mayor resistencia a la tracción la presenta la aleación que contiene un 5% de magnesio; sin embargo, el mayor potencial de envejecimiento lo presenta la aleación EN AC 51100. El aumento de la resistencia a la tracción tras 12 h de envejecimiento artificial es de aproximadamente un 20 % en comparación con la muestra tratada con solución. También se demuestra que durante el envejecimiento artificial sólo hay una pequeña disminución de la ductilidad del material. La tabla 8 también muestra que durante el envejecimiento artificial de la aleación EN AC 51300 no hay cambios significativos en la resistencia a la tracción. Podría compararse con los resultados obtenidos de las mediciones de dureza, donde se observó sólo un pequeño aumento de la dureza de esta aleación. También se pudo observar que el envejecimiento artificial de la aleación EN AC 51300 no proporciona cambios significativos en la ductilidad del material. También se pudo observar que la aleación EN AC 51300 después del tratamiento de precipitación presenta una mayor ductilidad que después del tratamiento en solución.

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