Alumiini-magnesium-valuseosten rakenne ja ominaisuudet lämpökäsittelyn jälkeen
Rakenne
Kuvassa 1 on esitetty Al-Mg-seosten edustavat raerakenteet vastaanottotilassa eri Mg-pitoisuuksilla. On selvää, että molemmille näytteille on ominaista samanlainen tasakantainen dendriittinen rakenne. Rosettimaisen primäärisen Al:n lisäksi interdendriittiselle alueelle on jakautunut β-faasia, joka on seurausta epätasapainoisesta jähmettymisestä. Vastaanottotilassa olevan materiaalin tarkan faasitunnistuksen suorittamiseksi käytettiin kahdenlaisia etsausaineita mikrorakenteen paljastamiseksi. Kellerin reagenssi (kuva 2a), jota käytetään yleisesti alumiiniseosten syövyttämiseen, paljasti sekundääriset saostumat raerajoilla, mutta ei mahdollistanut rakenteen osatekijöiden selkeää erottelua. Weckin reagenssin käyttö mahdollistaa yksittäisten saostumien erottamisen niiden sävyn perusteella. Näin ollen voidaan todeta, että vastaanottotilassa mikrorakenne koostuu kolmesta faasista: α-Al (kirkas matriisi), Al3Mg2 (tummat saostumat) ja Mg2Si (harmaat saostumat), joka muodostuu raerajojen lähelle (kuva 2b). Pääfaasien esiintyminen on vahvistettu aiemmassa tutkimuksessa . Saostuskäsittely johtaa dendriittisen rakenteen häviämiseen, eikä sillä ole merkittävää vaikutusta raekokoon ja niiden morfologiaan (kuva 3). On selvää, että saostuskäsittelyprosessin aikana ylikyllästetystä kiinteästä liuoksesta saostuvat kovettuvat sekundaariset faasit β′-Al3Mg2 , jotka jakautuvat tasaisesti seoksen matriisiin. Tätä vaikutusta ovat tutkineet laajasti Starink ja Zahra . Kuvissa 4a, b esitetään EN AC 51300 -seoksen mikrorakenteet lämpöanalyysin jälkeen. Voidaan nähdä, että dendriittivarsien väli (DAS) ja raekoko kasvoivat lämpöanalyysin jälkeen verrattuna vastaanotettuun tai lämpökäsiteltyyn tilaan. Voidaan myös nähdä, että suurin osa sekundaarifaaseista sijaitsee raerajoilla ja näkyy kirkkaina saostumina. On myös mainittava, että jäähdytysnopeuden lisääminen pienentää raekokoa molempien tutkittujen seosten tapauksessa. Taulukossa 2 esitetään tulokset raekoon mittaamisesta viivojen leikkausmenetelmällä. Voidaan myös päätellä, että suurempi magnesiumin määrä EN AC 51300 -seoksessa johtaa pienempään raekokoon lämpöanalyysin jälkeen. Tämä ilmiö voidaan selittää ~5 % Mg:tä sisältävän seoksen primaarifaasin aikaisemmalla ydintymisellä.
Mikrorakenne a EN AC 51100, b EN AC 51300 metalliseos valutilassa polaroidussa valossa havainnoituna
EN AC 51100 -seoksen mikrorakenne valussa a syövytetty Kellerin reagenssilla, b syövytetty Weckin reagenssilla (kirkas kenttä)
EN AC 51100 -seoksen mikrorakenne valutumattomana a syövytetty Kellerin reagenssilla, b syövytetty Weckin reagenssilla (kirkas kenttä)
En AC 51300 -seoksen edustava mikrorakenne lämpöanalyysin jälkeen jäähdytysnopeudella a 0,5 °C s-1, b 0.9 °C s-1
Lämpöanalyysi
Ennen kuin ryhdytään analysoimaan alumiiniseoksen jähmettymispolkua, on huomioitava, että faasien määrä valutilanteessa (epätasapainotilassa) voi olla suurempi kuin määrä tasapaino-olosuhteissa, mutta jähmettymisreaktioiden järjestys on yleensä sopusoinnussa vastaavien faasikaavioiden kanssa.
Mg2Si-faasi määrää laajalti tutkittujen alumiiniseosten ominaisuuksia, joten niiden tulkinta tulisi aloittaa Al-Mg-Si-faasidiagrammista, joka on suhteellisen yksinkertainen ja jota on käsitelty kirjallisuudessa riittävän yksityiskohtaisesti. Al-Mg-Si-systeemin alumiinikulmassa seuraavat faasit ovat tasapainossa alumiinin kiinteän liuoksen kanssa: Al3Mg2 ja Mg2Si. Al3Mg2:lla (jota joskus nimitetään Al8Mg5:ksi) on FCC-rakenne, jonka hilaparametri a = 2,82-2,86 nm. Mg2Si-faasilla on kuutiorakenne, jonka hilaparametri a = 0,635-0,640. Lähes kaikissa kaupallisissa seoksissa, jotka kuuluvat Al-Mg-Mg2Si-järjestelmään, alumiini jähmettyy ensisijaisesti, minkä jälkeen muodostuu jokin binäärisistä eutektikoista. Binääriset ja ternääriset eutektit, joissa on mukana Al3Mg2-faasi, voivat jähmettyä kaupallisissa seoksissa vain epätasapaino-olosuhteissa. Kuten työssä esitettiin, Al3Mg2-faasi muodostuu saostumalla alumiinin kiinteästä liuoksesta jäähtyessään kiinteässä tilassa, mutta todellisissa, epätasapaino-olosuhteissa tämä faasi voi kuitenkin muodostua jähmettymisen aikana eutektisten reaktioiden tuloksena. Valetuissa Al-Si-seoksissa Mg2Si-faasi kehittyy vain epätasapainossa olevan ternäärisen eutektisen tuloksen tuloksena 555 °C:n lämpötilassa, ja sen määrä on pieni (<1 tilavuusprosentti), mikä tekee sen luokittelusta vaikeaa optisessa mikroskoopissa. Viimeaikaiset tulokset osoittivat, että magnesiumin ja piin keskinäinen kiinteä liukoisuus alumiiniin riippuu täysin lämpötilasta, mikä edellyttää tiukkoja huomautuksia lämpökäsittelyjärjestelmästä. Al-Mg-seoksissa, jotka sisältävät yli 3-4 % Mg:tä, ei muodostu Mg2Si-faasin sekundaarisia saostumia, koska piin liukoisuus alumiiniin on alhainen. Lähes kaikki pii on sitoutunut eutektisiin Mg2Si-hiukkasiin.
Tutkittujen alumiiniseosten lämpöanalyysitulokset on esitetty kuvassa 5. Seoksen lämpöominaisuuksiin liittyviä yksityiskohtaisempia tietoja saatiin ensimmäisen derivaatan käyrien avulla. Metallurgisten reaktioiden lämpötilat on esitetty yhteenvetona taulukossa 3. Kiteytymisprosessin aikana tapahtuneiden lämpömuutosten ominaispiste määritellään käyrän ja peruskäyrän käännepisteen tangentin leikkauspisteeksi tai pisteeksi, joka saadaan ekstrapoloimalla suorat leikkaukset lausekkeen lämpöanalyysissä.
Edustavat jäähdytys-, kiteytymis- ja peruskäyrät, joissa on tyypilliset kiteytymisprosessin pisteet a EN AC 51100, b EN AC 51300 -alumiiniseoksille, jotka on jähmettyneet lämpötilassa 0.5 °C s-1
Jähmettyminen alkaa n. 629-641 °C:n lämpötiloissa alumiinin rakeiden muodostumisella. α-Al-dendriittien ydintymislämpötila (T αDENNUC ) (piste 1) edustaa pistettä, jossa vakaat primääridendriitit alkavat jähmettyä sulasta. Vaihtelu osoitti tämän tosiasian jäähtymiskäyrien kaltevuudessa ja määräytyi ensimmäisen derivaatan taivutuskohdan mukaan. Liquiduslämpötila tarkoittaa kiinteän jakeen alkua, joka tässä pisteessä on nolla. On selvää, että Al-dendriitin ydintymistapahtuma tapahtuu korkeammissa lämpötiloissa, kun seoksen magnesiumpitoisuus on alhaisempi, eli T αDENNUC oli 641,3 °C EN AC 51100 -seoksessa, joka siirtyi alaspäin 629,1 °C:een EN AC 51300 -seoksessa. Kuten on ilmeistä, EN AC 51300 -seoksessa dendriitin ydintymislämpötila nousi noin 4 °C:lla jäähdytysnopeuden kasvaessa. Voidaan myös havaita, että EN AC 51100 -seoksen jäähdytysnopeuden lisääminen ei aiheuta merkittäviä muutoksia ydintymislämpötilaan. Nukleaatiolämpötilan nousu mahdollistaa uusien kiteiden muodostumisen ennen jähmettymistä, mikä tarkoittaa, että on enemmän ytimiä, joilla on vähemmän kasvupotentiaalia, ja näin ollen on odotettavissa tehokasta rakeiden hienontumista .
Seuraavat tyypilliset kiteytymiskäyrien pisteet havaittiin lämpötiloissa 638,0 °C ja 625,2 °C. Tämä tapahtuma on α-Al-dendriitin minimilämpötila (alijäähtymislämpötila) (T αDENMIN ) (piste 2), joka määrittelee tilanteen, jossa nukleoituneet dendriitit ovat kasvaneet siinä määrin, että vapautuva latentti sulamislämpö on yhtä suuri kuin testinäytteestä poistettu lämpö. T αDENMIN paikallisena miniminä määritellään pisteessä, jossa ensimmäinen derivaatta ylittää nollaviivan (dT/dt = 0). Voidaan todeta, että jäähdytysnopeuden lisääminen ei aiheuta merkittäviä muutoksia T αDENMIN -arvossa. Piste 3 on piste, jossa nestemäiseen sulaan tuotetuista α-dendriiteistä tulee yhtenäisiä (T αDENDCP ). Tässä pisteessä jäähdytyskäyrän toinen derivaatta leikkaa nollaviivan (kuva 6). Kun tämä piste (T αDENDCP ) on ohitettu, sulan lämpötila nousee tasaiseen kasvulämpötilaan (T αDENG ) (piste 4). T αDENG vastaa ensimmäisen derivaattakäyrän toista nollakohtaa (dT/dt = 0) ydintymisen alkamisen jälkeen (dT/dt = 0). Primääristen alumiinirakeiden muodostumisen jälkeen, edellyttäen, että Si-pitoisuus on riittävä, muodostuu binäärinen eutektinen Al + Mg2Si 544-574 °C:n lämpötila-alueella (kohta 5). Jäähdytysnopeuden kasvaessa \(T_{{{\text{E}}}\left( {{\text{Al}} + {\text{Mg}}_{2} {\text{Si}}} \right)}}\) laski vastaavasti 3 ja 6 °C. Pisteet 6 vastaavat β-Al3Mg2-eutektisen ydintymislämpötilaa ja β-faasin eutektisen kasvun lämpötilaa. Tässä vaiheessa β-Al3Mg2-faasi alkaa muodostua raerajoille, jotka voitiin havaita 563,1 °C:ssa seoksessa, jossa on 3 % Mg, ja 436,3 °C:ssa seoksessa, jossa on noin 5 % Mg. Lisäksi voitiin havaita, että tutkittujen alumiiniseosten jäähdytysnopeuden kasvaessa eutektisen ytimen muodostumislämpötila \(T_{{{{{text{E}}}\left( {{{{{{{{text{Al}}} + {{{{{{text{Al}}}_{3} {{{{{text{Mg}}}_{2} } } \right)}}\) laski hiukan, noin 2 °C. Kiteytymiskäyrän viimeinen piste (nro 7) on soliduslämpötila, joka havaittiin 520,1 °C:ssa EN AC 51100 -seoksessa ja 416,7 °C:ssa EN AC 51300 -seoksessa. Jäähdytysnopeuden kasvaessa jähmettymisalue kasvoi noin 9 °C molemmilla analysoiduilla seoksilla. Tämä osoittaa, että kiteytymisalueen laajentaminen voi antaa etuja puolikiinteälle metallivalulle (SSM), kuten tixovalulle, rheovalulle tai tixomuotovalulle; se kuitenkin lisää valuvirheiden, kuten makrosegregaation, kuuman repeytymisen ja kutistumisen sekä kaasuhuokoisuuden esiintymistä perinteisessä valussa. Paikalliset poikkeamat tasapainosta johtavat mikrosegregaatioon ja lopulta paikallisen tasapainon siirtymiseen pitoisuuksiin, joissa muodostuu uusia faaseja.
Kuvio6
Kuvio 6
Edustavat jäähtymis- ja kakkosjohdannaiskäyrästö ja siihen liittyvä fraktio-soliditeettikäyrä standardin EN AC51100 metalliseoksessa, joka jähmettyi 0:ssa.5 °C s-1, b 0,9 °C s-1 ja EN AC 51300 -seoksen, joka jähmettyi lämpötilassa c 0,5 °C s-1, d 0,9 °C s-1
Jäähtymiskäyrän toista derivaattaa käytettiin dendriittien koheesiopisteen määrittämiseen (kuva 6). Jäähtymisnopeuden toisen derivaatan ensimmäinen minimiarvo määritellään DCP:ksi, joka osoittaa siirtymisen nesteestä neste-kiinteään tilaan. Tämän pisteen ohitettuaan dendriitit jatkoivat kasvuaan ja paksuuntuivat sulan jäähdytyksen jatkuessa.
Taulukossa 4 esitetään dendriittikoherenssipisteen lämpötilan ja dendriittikoherenssia vastaavan kiinteän fraktion (f DCP) muutokset Mg-pitoisuuden ja jäähdytysnopeuden funktiona. Voidaan havaita, että primaarisen Al:n dendriittikoherenssipisteen kiinteä osuus kasvoi 2,8 prosentista 3,7 prosenttiin Mg-pitoisuuden kasvaessa ja kasvoi EN AC 51100:n osalta 2,8 prosentista 4,1 prosenttiin ja EN AC 51300:n osalta 3,7 prosentista 8,4 prosenttiin jäähdytysnopeuden kasvaessa. Molempien analysoitujen alumiiniseossarjojen osalta voidaan havaita, että lisääntyvä jäähdytysnopeus aiheutti dendriittikoherenssipisteen lämpötilan laskun 638,47 °C:sta 637,71 °C:een EN AC 51100:n osalta ja 626,51 °C:sta 623,81 °C:een EN AC 51300:n osalta. Toisin sanoen koherenssiparametrit osoittavat, että rakeiden hienontuminen alentaa dendriitin koherenssilämpötilaa ja voi viivästyttää dendriitin koherenssia. DCP:llä on suora yhteys juoksevuuteen; jos DCP:tä viivytetään, saavutetaan suurempi juoksevuus. Yhteenvetona voidaan todeta, että DCP:n muodostumisen tutkiminen TDA:n avulla osoittaa, että dendriitistä tulee koherentti myöhemmin suuremmalla jäähdytysnopeudella ja suuremmalla Mg-pitoisuudella.
Mekaaniset ominaisuudet
Taulukoissa 5 ja 6 esitettyjen EN AC 51100- ja EN AC 51300 -seosten kovuusmittaustulosten perusteella, todettiin, että lisääntynyt magnesiumpitoisuus vaikuttaa seosten kovuuteen, mikä on seurausta kiinteän liuoksen kovettumisesta. Tutkittujen seosten lämpökäsittelyprosessin suotuisimpien olosuhteiden löytämiseksi tehtiin useita kokeita.
Kovuusmittauksista saatujen tietojen analyysin perusteella voidaan päätellä, että EN AC 51100 -seoksella on korkein vanhenemismahdollisuus. Kuten voitiin havaita 580 °C:n lämpötilasta liuottamisen jälkeen, kovuus kasvaa merkittävästi jopa 4 tunnin keinotekoisen vanhentamisen jälkeen. Seuraavalla sammutusvanhentamisella saadaan aikaan pieni kovuuden kasvu, ja 12 tunnin keinotekoisen vanhentamisen jälkeen materiaalin kovuus on suurin. Kiinteän liuoksen käsittelyä alhaisemmissa lämpötiloissa ei voida saavuttaa yhtä merkittävää kovuuden kasvua, mutta voidaan nähdä, että 560 °C:n lämpötilasta tapahtuvan sammutuksen ja 12 tunnin pituisen vanhentamisen jälkeen on mahdollista saada samanlaisia tuloksia kuin aiemmin. EN AC 51300 -seoksen saostuskäsittelyssä havaittiin vain pientä kovuuden kasvua. Se voi johtua liian lyhyestä liuotuskäsittelyajasta, joka ei mahdollistanut Mg:n täydellistä liukenemista seoksen matriisiin ja sen jälkeistä saostumista kiinteästä liuoksesta, kun seosta vanhennettiin keinotekoisesti. Kuten taulukosta 6 käy ilmi, liuotuskäsittely 560 °C:n lämpötilassa ja sen jälkeinen 12 tunnin vanhentaminen 160 °C:n lämpötilassa aiheuttivat kovuuden suurimman nousun, noin 14 prosenttia, verrattuna valukelvottomaan tilaan. Alhaisemmasta lämpötilasta sammuttamalla saadaan huomattavasti alhaisempi kovuus riippumatta vanhentamisajasta, mistä voidaan päätellä, että nämä lämpökäsittelyt eivät ole taloudellisia, koska niillä ei voida saavuttaa merkittävää lisäystä materiaalin ominaisuuksiin.
Tutkittujen alumiiniseosten sitkeyden ja vetolujuuden kuvaamiseksi lämpökäsittelyn jälkeen suoritettiin staattisia vetokokeita. Aiemmin tehtyjen kovuusmittausten perusteella valittiin edullisin lämpökäsittelytyyppi. EN AC 51100 -seoksen vetokokeet tehtiin näytteille, jotka oli sammutettu 580 °C:n lämpötilassa, ja EN AC 51300 -seoksen osalta sammutuslämpötila oli 560 °C. Tutkittujen seosten staattisista vetokokeista saatujen tulosten perusteella havaittiin vetolujuuden kasvua (taulukko 7). Liuotuskäsittelyn ja vanhentamisajan vaikutus on esitetty kuvassa 7. Kuten voidaan nähdä, vetolujuuden muutoksia osoittavat keinotekoisen vanhenemisen ominaisuudet ovat vertailukelpoisia aiemmin saatujen kovuusmittausten kanssa. Odotetusti suurin vetolujuus on seoksella, joka sisältää 5 % magnesiumia; suurin vanhenemispotentiaali on kuitenkin EN AC 51100 -seoksella. Vetolujuuden kasvu 12 tunnin keinotekoisen vanhentamisen jälkeen on noin 20 prosenttia verrattuna liuoksella käsiteltyyn näytteeseen. On myös osoitettu, että keinotekoisen vanhentamisen aikana materiaalin sitkeys vähenee vain vähän. Taulukosta 8 käy myös ilmi, että EN AC 51300 -seoksen keinotekoisen vanhentamisen aikana vetolujuudessa ei tapahdu merkittäviä muutoksia. Sitä voidaan verrata kovuusmittauksista saatuihin tuloksiin, joissa havaittiin vain pientä kasvua tämän seoksen kovuudessa. Voidaan myös todeta, että EN AC 51300 -seoksen keinotekoinen vanhentaminen ei aiheuta merkittäviä muutoksia materiaalin sitkeydessä. On myös nähtävissä, että EN AC 51300 -seoksen sitkeys on saostuskäsittelyn jälkeen suurempi kuin liuotuskäsittelyn jälkeen.
Liuotuskäsittelyn ja vanhentamisajan vaikutus vetolujuuteen a EN AC 51100, b EN AC 51300 seoksissa
.