Struttura e proprietà delle leghe di fusione alluminio-magnesio dopo il trattamento termico

Struttura

Le strutture dei grani rappresentative delle leghe Al-Mg allo stato di ricezione con diversi contenuti di Mg sono presentate in Fig. 1. È chiaro che entrambi i campioni caratterizzano una struttura dendritica equiax simile. Oltre alla rosetta di Al primario, c’è una fase β distribuita nella regione interdendritica come risultato di una solidificazione non equilibrata. Per eseguire un’identificazione precisa della fase del materiale allo stato di ricezione, sono stati usati due tipi di mordenzanti per rivelare la microstruttura. Il reagente di Keller (Fig. 2a) che è comunemente usato per l’incisione delle leghe di alluminio ha rivelato i precipitati secondari sui bordi dei grani, ma non permette una chiara distinzione dei costituenti della struttura. L’applicazione del reagente di Weck permette di distinguere i singoli precipitati in base alla loro tonalità. Così, si può affermare che la microstruttura nello stato come-ricevuto consiste di tre fasi: α-Al (matrice luminosa), Al3Mg2 (precipitazioni scure) e Mg2Si (precipitazioni grigie) che si forma vicino ai bordi del grano (Fig. 2b). La presenza delle fasi principali è stata confermata nello studio precedente. Il trattamento di precipitazione porta alla scomparsa della struttura dendritica e non ha un impatto significativo sulla dimensione dei grani e sulla loro morfologia (Fig. 3). È chiaro che durante il processo di trattamento di precipitazione dalla soluzione solida supersatura precipitano le fasi secondarie indurenti β′-Al3Mg2 che sono uniformemente distribuite nella matrice della lega. Questo effetto è stato ampiamente studiato da Starink e Zahra. La figura 4a, b mostra le microstrutture della lega EN AC 51300 dopo l’analisi termica. Si può vedere che la spaziatura dei bracci di dendrite (DAS) e la dimensione dei grani sono aumentati dopo l’analisi termica rispetto allo stato come ricevuto o trattato termicamente. Si può anche vedere che la maggior parte delle fasi secondarie sono situate sui bordi del grano e sono visibili come precipitazioni luminose. Si dovrebbe anche menzionare che un aumento della velocità di raffreddamento diminuisce la dimensione del grano nel caso di entrambe le leghe esaminate. I risultati della misurazione della granulometria con il metodo dell’intersezione delle linee sono presentati nella tabella 2. Si può anche concludere che la maggiore quantità di magnesio nella lega EN AC 51300 risulta in una minore dimensione dei grani dopo l’analisi termica. Questo fenomeno può essere spiegato dalla nucleazione anticipata della fase primaria della lega contenente ~5% di Mg.

Analisi termica

Prima di iniziare ad analizzare il percorso di solidificazione della lega di alluminio bisogna notare che il numero di fasi nello stato di fusione (non equilibrio) può essere maggiore di quello in condizioni di equilibrio, ma la sequenza delle reazioni di solidificazione è, in generale, in accordo con i diagrammi di fase corrispondenti.

La fase Mg2Si determina ampiamente le proprietà delle leghe di alluminio esaminate, quindi la loro interpretazione dovrebbe partire dal diagramma di fase Al-Mg-Si che è relativamente semplice ed è stato trattato in letteratura con sufficiente dettaglio. Nell’angolo dell’alluminio del sistema Al-Mg-Si, le seguenti fasi sono in equilibrio con la soluzione solida di alluminio: Al3Mg2 e Mg2Si. L’Al3Mg2 (a volte designato come Al8Mg5) ha una struttura FCC con un parametro reticolare a = 2,82-2,86 nm. La fase Mg2Si ha una struttura cubica con parametro reticolare a = 0,635-0,640. In quasi tutte le leghe commerciali appartenenti al sistema Al-Mg-Mg2Si, l’alluminio viene solidificato principalmente, e poi si forma uno degli eutettici binari. Le eutettiche binarie e ternarie, che coinvolgono la fase Al3Mg2, possono solidificare nelle leghe commerciali, solo in condizioni di non equilibrio. Come presentato nel lavoro, la fase Al3Mg2 si forma per precipitazione dalla soluzione solida di alluminio durante il raffreddamento allo stato solido; tuttavia, in condizioni reali di non equilibrio, questa fase può formarsi durante la solidificazione come risultato di reazioni eutettiche. Nelle leghe Al-Si come fuse, la fase Mg2Si si sviluppa solo come risultato di un risultato eutettico ternario non in equilibrio a 555 °C, e la sua quantità è piccola (<1 vol.%), il che rende difficile la sua classificazione al microscopio ottico. Nonostante la solubilità reciproca relativamente debole di Mg e Si in Al solido, permette un effetto significativo di precipitazione dovuto alla formazione di modifiche coerenti e semi-coerenti metastabili (\beta^{prime \prime} , \beta^{{{prime}}) della fase Mg2Si durante l’invecchiamento. Risultati recenti hanno mostrato che la solubilità solida reciproca di magnesio e silicio nell’alluminio dipende completamente dalla temperatura, il che richiede una rigorosa osservazione del regime di trattamento termico. Nelle leghe Al-Mg contenenti più del 3-4% di Mg, non si formano precipitati secondari della fase Mg2Si a causa della bassa solubilità del Si in Al. Quasi tutto il silicio è legato in particelle eutettiche di Mg2Si.

I risultati dell’analisi termica delle leghe di alluminio studiate sono stati presentati in Fig. 5. Informazioni più dettagliate relative alle caratteristiche termiche della lega sono state ottenute utilizzando le curve di derivazione prima. Le temperature delle reazioni metallurgiche sono riassunte nella tabella 3. Il punto caratteristico dei cambiamenti termici avvenuti durante il processo di cristallizzazione definito come il punto di intersezione della tangente al punto di flesso della curva con la curva di base, o come un punto ottenuto per estrapolazione delle sezioni rette nell’analisi termica di espressione.

La solidificazione inizia a circa 629-641 °C con la formazione di grani di alluminio. La temperatura di nucleazione dei dendriti α-Al (T αDENNUC ) (punto 1) rappresenta il punto in cui i dendriti primari stabili iniziano a solidificare dalla fusione. La variazione ha dimostrato questo fatto nella pendenza delle curve di raffreddamento e determinato dal punto di inflessione della prima derivata. La temperatura del liquidus indica l’inizio della frazione solida che, a questo punto, è uguale a zero. Chiaramente, l’evento di nucleazione per la dendrite Al avviene a temperature più alte con il minor contenuto di magnesio nella lega, cioè, T αDENNUC era 641,3 °C per EN AC 51100, che si è spostato a 629,1 °C per la lega EN AC 51300. Come è evidente, per EN AC 51300 la temperatura di nucleazione della dendrite è aumentata di circa 4 °C con l’aumento della velocità di raffreddamento. Si potrebbe anche vedere che l’aumento della velocità di raffreddamento per la lega EN AC 51100 non fornisce cambiamenti significativi nella temperatura di nucleazione. L’aumento della temperatura di nucleazione permette ai nuovi cristalli di formarsi prima della solidificazione, il che significa che ci sono più nuclei con meno potenziale di crescita, e quindi ci si dovrebbe aspettare un effettivo affinamento dei grani.

I prossimi punti caratteristici sulle curve di cristallizzazione sono stati osservati a 638,0 e 625,2 °C, rispettivamente. Questo evento è la temperatura minima (sottoraffreddamento) dei dendriti α-Al (T αDENMIN ) (punto 2), che definisce una situazione in cui i dendriti nucleati sono cresciuti a un livello tale che il calore latente di fusione liberato bilancia il calore rimosso dal campione di prova. La T αDENMIN come minimo locale è definita dal punto in cui la prima derivata incrocia la linea dello zero (dT/dt = 0). Si può notare che l’aumento della velocità di raffreddamento non fornisce cambiamenti significativi in T αDENMIN . Il punto 3 è il punto in cui i dendriti α prodotti nella fusione liquida diventano coerenti (T αDENDCP ). In questo punto, la seconda derivata della curva di raffreddamento interseca la linea dello zero (Fig. 6). Dopo aver superato questo punto (T αDENDCP ), la temperatura del fuso aumenta fino a una temperatura di crescita stabile (T αDENG ) (punto 4). La T αDENG corrisponde al secondo punto zero sulla curva della prima derivata (dT/dt = 0) dopo l’inizio della nucleazione (dT/dt = 0). Dopo la formazione dei grani primari di alluminio, a condizione che la concentrazione di Si sia sufficiente, si forma l’eutettico binario Al + Mg2Si nell’intervallo di temperature da 544 a 574 °C (punto 5). Infatti, all’aumentare della velocità di raffreddamento, la T(T_{{{testo{E}} a sinistra( {{testo{Al}} + {testo{Mg}}_{2} {testo{Si}} a destra)}} diminuisce di 3 e 6 °C, rispettivamente. I punti 6 corrispondono alla temperatura di nucleazione eutettica β-Al3Mg2 e alla crescita eutettica della fase β. A questo punto, la fase β-Al3Mg2 inizia a formarsi sui bordi dei grani che potrebbero essere osservati a 563,1 °C in una lega che consiste del 3% di Mg e a 436,3 °C in una lega che ha circa il 5% di Mg. Si potrebbe anche vedere che aumentando la velocità di raffreddamento per le leghe di alluminio esaminate, la temperatura di nucleazione eutettica \(T_{{{{testo{E}}} a sinistra( {{{testo{Al}} + {{testo{Al}}{3}{2}} a destra)}} diminuisce leggermente di circa 2 °C. L’ultimo punto (n. 7) osservato sulla curva di cristallizzazione è la temperatura di solidificazione che è stata osservata a 520,1 °C per la lega EN AC 51100 e a 416,7 °C per la lega EN AC 51300. Infatti, all’aumentare della velocità di raffreddamento, l’intervallo di solidificazione è aumentato di circa 9 °C per entrambe le leghe analizzate. Questo dimostra che l’ampliamento dell’intervallo di cristallizzazione può dare vantaggi alla colata di metallo semisolido (SSM) come il thixocasting, il rheocasting o il thixomolding; tuttavia, aumenta il verificarsi di difetti di colata come la macrosegregazione, lo strappo a caldo e il ritiro e la porosità del gas nella colata convenzionale. Le deviazioni locali dall’equilibrio si traducono in microsegregazione e infine nello spostamento dell’equilibrio locale verso le concentrazioni in cui si formano nuove fasi.

La seconda derivata della curva di raffreddamento è stata utilizzata per determinare il punto di coerenza della dendrite (Fig. 6). Il primo valore minimo della seconda derivata della curva di raffreddamento è definito come il DCP, che indica la transizione dallo stato liquido a quello solido-liquido. Dopo aver superato questo punto, i dendriti hanno continuato a crescere e diventare più spessi con l’ulteriore raffreddamento della colata.

I cambiamenti della temperatura al punto di coerenza dendrite e la frazione solida corrispondente alla coerenza dendrite (f DCP) in funzione del contenuto di Mg e della velocità di raffreddamento sono presentati nella tabella 4. Si può notare che la frazione solida del punto di coerenza della dendrite primaria di Al è aumentata da 2,8 a 3,7 % con l’aumento del contenuto di Mg ed è aumentata per EN AC 51100 da 2,8 a 4,1 % e aumentata per EN AC 51300 da 3,7 a 8,4 % con l’aumento della velocità di raffreddamento. Per entrambe le serie di leghe di alluminio analizzate si può osservare che l’aumento della velocità di raffreddamento ha causato una diminuzione della temperatura al punto di coerenza della dendrite da 638,47 a 637,71 °C per EN AC 51100, e da 626,51 a 623,81 °C per EN AC 51300. In altre parole, i parametri di coerenza mostrano che il raffinamento dei grani riduce la temperatura di coerenza della dendrite e può ritardare la coerenza della dendrite. Il DCP ha una correlazione diretta con la fluidità; se il DCP è ritardato, si ottiene una maggiore fluidità. In sintesi, l’indagine sulla formazione del DCP attraverso la TDA mostra che il dendrite diventa coerente più tardi con una maggiore velocità di raffreddamento e con una maggiore concentrazione di Mg.

Proprietà meccaniche

In base ai risultati delle misure di durezza della lega EN AC 51100 e EN AC 51300 che sono riportati nelle tabelle 5 e 6, è stato trovato che l’aumento del contenuto di magnesio influenza la durezza delle leghe che è un risultato dell’indurimento in soluzione solida. Per trovare le condizioni più favorevoli del processo di trattamento termico delle leghe studiate, è stata condotta una serie di esperimenti.

L’analisi dei dati ottenuti dalla misurazione della durezza permette di giudicare che la lega EN AC 51100 ha il massimo potenziale d’invecchiamento. Come si può osservare dopo la solubilizzazione dalla temperatura 580 °C, c’è un aumento significativo della durezza anche dopo 4 ore di invecchiamento artificiale. Un ulteriore invecchiamento da tempra porta ad un successivo piccolo aumento della durezza, e dopo 12 ore di invecchiamento artificiale il materiale mostra la massima durezza. Temperature più basse del trattamento in soluzione solida non permettono di ottenere un aumento così significativo della durezza, ma si può vedere che dopo il quenching dalla temperatura di 560 °C e l’invecchiamento per 12 ore è possibile ottenere risultati simili a quelli precedenti. Durante il trattamento di precipitazione della lega EN AC 51300, è stato osservato solo un piccolo aumento della durezza. Potrebbe essere causato da un tempo di trattamento in soluzione troppo breve che non ha permesso la completa soluzione di Mg in una matrice della lega e la successiva precipitazione dalla soluzione solida quando la lega è stata invecchiata artificialmente. Come è presentato nella tabella 6, il trattamento di soluzione dalla temperatura 560 °C e il successivo invecchiamento per 12 ore a 160 °C causano il più alto aumento di durezza circa il 14% rispetto allo stato fuso. La tempra a partire da una temperatura più bassa porta ad ottenere una durezza considerevolmente più bassa, indipendentemente dal tempo di invecchiamento, il che permette di concludere che questi trattamenti termici non sono economici perché non permettono di ottenere un aumento significativo delle proprietà del materiale.

Per caratterizzare la duttilità e la resistenza alla trazione delle leghe di alluminio studiate dopo il trattamento termico, sono state eseguite prove statiche di trazione. Le misure di durezza prese in precedenza sono state utilizzate per scegliere il tipo di trattamento termico più vantaggioso. Per la lega EN AC 51100, le prove di trazione sono state effettuate su campioni temprati a 580 °C e, rispettivamente, per la lega EN AC 51300 la temperatura di tempra era a 560 °C. Sulla base dei risultati ottenuti dalle prove di trazione statica delle leghe esaminate, è stato osservato un aumento della resistenza alla trazione (Tabella 7). L’influenza di un trattamento di soluzione e del tempo di invecchiamento è mostrato in Fig. 7. Come si può vedere, le caratteristiche di invecchiamento artificiale che dimostrano i cambiamenti della resistenza alla trazione sono comparabili con le misure di durezza ottenute in precedenza. Come ci si aspettava, la resistenza a trazione più alta è quella della lega che contiene il 5% di magnesio; tuttavia, il potenziale di invecchiamento più alto è quello della lega EN AC 51100. L’aumento della resistenza alla trazione dopo 12 ore di invecchiamento artificiale è di circa il 20% rispetto al campione trattato in soluzione. Si dimostra anche che durante l’invecchiamento artificiale c’è solo una piccola diminuzione della duttilità del materiale. La tabella 8 mostra anche che durante l’invecchiamento artificiale della lega EN AC 51300 non ci sono cambiamenti significativi nella resistenza alla trazione. Potrebbe essere confrontato con i risultati ottenuti dalle misure di durezza dove è stato osservato solo un piccolo aumento della durezza di questa lega. Si potrebbe anche vedere che l’invecchiamento artificiale della lega EN AC 51300 non fornisce cambiamenti significativi nella duttilità del materiale. Si potrebbe anche vedere che la lega EN AC 51300 dopo il trattamento di precipitazione mostra una maggiore duttilità rispetto al trattamento in soluzione.