Struktura i właściwości aluminiowo-magnezowych stopów odlewniczych po obróbce cieplnej

Struktura

Na rys. 1 przedstawiono reprezentatywne struktury ziarnowe stopów Al-Mg w stanie surowym z różną zawartością Mg. Wyraźnie widać, że obie próbki charakteryzują się podobną równoramienną strukturą dendrytyczną. Oprócz rozetkowej struktury pierwotnej Al, w wyniku nierównowagowego krzepnięcia, w obszarze międzydendrytycznym rozmieszczona jest faza β. W celu przeprowadzenia precyzyjnej identyfikacji fazowej materiału w stanie surowym, do ujawnienia mikrostruktury zastosowano dwa rodzaje wytrawiaczy. Odczynnik Kellera (rys. 2a), powszechnie stosowany do trawienia stopów aluminium, ujawnił wtórne wytrącenia na granicach ziaren, ale nie pozwala na jednoznaczne rozróżnienie składników struktury. Zastosowanie odczynnika Wecka pozwala na rozróżnienie poszczególnych wydzieleń na podstawie ich odcienia. Można więc stwierdzić, że mikrostruktura w stanie surowym składa się z trzech faz: α-Al (jasna osnowa), Al3Mg2 (ciemne wytrącenia) i Mg2Si (szare wytrącenia), która tworzy się przy granicach ziaren (rys. 2b). Obecność głównych faz została potwierdzona we wcześniejszych badaniach. Obróbka strąceniowa prowadzi do zaniku struktury dendrytycznej i nie ma istotnego wpływu na wielkość ziaren i ich morfologię (rys. 3). Jest oczywiste, że podczas procesu obróbki strąceniowej z przesyconego roztworu stałego wytrącają się utwardzające fazy wtórne β′-Al3Mg2 , które są równomiernie rozmieszczone w osnowie stopu. Efekt ten został szeroko zbadany przez Starink i Zahra . Rysunek 4a, b pokazuje mikrostrukturę stopu EN AC 51300 po analizie termicznej. Można zauważyć, że odstępy między ramionami dendrytów (DAS) i wielkość ziarna wzrosły po analizie termicznej w porównaniu do stanu wyjściowego lub poddanego obróbce cieplnej. Widać również, że większość faz wtórnych znajduje się na granicach ziaren i jest widoczna jako jasne wytrącenia. Należy również wspomnieć, że wzrost szybkości chłodzenia powoduje zmniejszenie wielkości ziarna w przypadku obu badanych stopów. Wyniki pomiaru wielkości ziarna metodą przecięcia linii przedstawiono w tabeli 2. Można również stwierdzić, że większa ilość magnezu w stopie EN AC 51300 skutkuje mniejszym rozmiarem ziarna po analizie termicznej. Zjawisko to można wytłumaczyć wcześniejszym zarodkowaniem fazy pierwotnej stopu zawierającego ~5% Mg.

Analiza termiczna

Przed przystąpieniem do analizy drogi krzepnięcia stopu aluminium należy zauważyć, że liczba faz w stanie odlewu (nierównowagowym) może być większa niż liczba w warunkach równowagi, ale kolejność reakcji krzepnięcia jest, ogólnie rzecz biorąc, zgodna z odpowiednimi diagramami fazowymi.

Faza Mg2Si szeroko determinuje właściwości badanych stopów aluminium, dlatego ich interpretację należy rozpocząć od diagramu fazowego Al-Mg-Si, który jest stosunkowo prosty i został wystarczająco szczegółowo potraktowany w literaturze. W kącie aluminiowym układu Al-Mg-Si w równowadze z roztworem stałym glinu znajdują się następujące fazy: Al3Mg2 i Mg2Si. Faza Al3Mg2 (czasami oznaczana jako Al8Mg5) ma strukturę FCC z parametrem sieciowym a = 2,82-2,86 nm. Faza Mg2Si ma strukturę kubiczną z parametrem sieciowym a = 0,635-0,640. W prawie wszystkich stopach handlowych należących do układu Al-Mg-Mg2Si najpierw krzepnie aluminium, a następnie tworzy się jedna z eutektyk binarnych. Eutektyki dwu- i trójskładnikowe, z udziałem fazy Al3Mg2, mogą krzepnąć w stopach handlowych tylko w warunkach nierównowagowych. Jak przedstawiono w pracy, faza Al3Mg2 tworzy się przez wytrącanie z roztworu stałego aluminium po ochłodzeniu w stanie stałym, jednak w rzeczywistych, nierównowagowych warunkach faza ta może tworzyć się podczas krzepnięcia w wyniku reakcji eutektycznych. W odlewanych stopach Al-Si faza Mg2Si powstaje tylko w wyniku nierównowagowego trójskładnikowego wyniku eutektycznego w temperaturze 555 °C, a jej ilość jest niewielka (<1 % obj.), co utrudnia jej klasyfikację w mikroskopie optycznym. Pomimo stosunkowo słabej wzajemnej rozpuszczalności Mg i Si w stałym Al, umożliwia ona znaczący efekt wytrącania się w wyniku tworzenia się metastabilnych koherentnych i półkoherentnych modyfikacji (\beta^{{prime \prime \} , \beta^{{prime \}) fazy Mg2Si podczas starzenia. Ostatnie wyniki badań wykazały, że wzajemna rozpuszczalność magnezu i krzemu w aluminium w stanie stałym w pełni zależy od temperatury, co wymaga ścisłego przestrzegania reżimu obróbki cieplnej. W stopach Al-Mg zawierających więcej niż 3-4 % Mg nie tworzą się wtórne wytrącenia fazy Mg2Si z powodu małej rozpuszczalności Si w Al. Prawie cały krzem jest związany w cząsteczkach eutektycznego Mg2Si .

Wyniki analizy termicznej badanych stopów aluminium przedstawiono na rys. 5. Bardziej szczegółowe informacje związane z charakterystyką cieplną stopu uzyskano wykorzystując krzywe pierwszej pochodnej. Temperatury reakcji metalurgicznych zestawiono w tabeli 3. Punkt charakterystyczny zmian cieplnych zachodzących podczas procesu krystalizacji zdefiniowano jako punkt przecięcia stycznej w punkcie przegięcia krzywej z krzywą podstawową lub jako punkt uzyskany przez ekstrapolację odcinków prostych w ekspresyjnej analizie termicznej.

Solidyfikacja rozpoczyna się w temperaturze ok. 629-641 °C od utworzenia ziaren aluminium. Temperatura zarodkowania dendrytów α-Al (T αDENNUC ) (punkt 1) reprezentuje punkt, w którym stabilne dendryty pierwotne zaczynają krzepnąć ze stopu. Świadczy o tym zmienność nachylenia krzywych chłodzenia oraz wyznaczony przez pierwszą pochodną punkt przegięcia. Temperatura liquidus oznacza początek frakcji stałej, która w tym punkcie jest równa zero. Wyraźnie widać, że zdarzenie zarodkowania dendrytu Al ma miejsce w wyższych temperaturach przy niższej zawartości magnezu w stopie, tj. T αDENNUC wynosiła 641,3 °C dla EN AC 51100, która przesunęła się w dół do 629,1 °C dla stopu EN AC 51300. Jak widać, w przypadku EN AC 51300 temperatura zarodkowania dendrytu wzrastała o około 4 °C wraz ze wzrostem szybkości chłodzenia. Można również zauważyć, że zwiększanie szybkości chłodzenia dla stopu EN AC 51100 nie powoduje znaczących zmian w temperaturze zarodkowania. Wzrost temperatury zarodkowania pozwala na tworzenie się nowych kryształów przed krzepnięciem, co oznacza, że jest więcej jąder o mniejszym potencjale wzrostu, a więc należy spodziewać się efektywnego uszlachetniania ziarna .

Kolejne charakterystyczne punkty na krzywych krystalizacji zaobserwowano odpowiednio w temperaturze 638,0 i 625,2 °C. Zdarzeniem tym jest minimalna temperatura (niedochłodzenia) dendrytów α-Al (T αDENMIN ) (punkt 2), która określa sytuację, w której zarodkowane dendryty rozrosły się do takiego stopnia, że uwolnione utajone ciepło syntezy równoważy ciepło usunięte z badanej próbki. T αDENMIN jako minimum lokalne jest określone przez punkt, w którym pierwsza pochodna przecina linię zerową (dT/dt = 0). Można zauważyć, że zwiększanie szybkości chłodzenia nie powoduje istotnych zmian T αDENMIN . Punkt 3 jest punktem, w którym wytworzone dendryty α w ciekłym stopie stają się koherentne (T αDENDCP ). W tym punkcie druga pochodna krzywej chłodzenia przecina linię zerową (rys. 6). Po przekroczeniu tego punktu (T αDENDCP ), temperatura stopu wzrasta do temperatury wzrostu w stanie ustalonym (T αDENG ) (punkt 4). T αDENG pokrywa się z drugim punktem zerowym na krzywej pierwszej pochodnej (dT/dt = 0) po rozpoczęciu nukleacji (dT/dt = 0). Po utworzeniu się pierwotnych ziaren glinu, pod warunkiem wystarczającej koncentracji Si, w zakresie temperatur od 544 do 574 °C tworzy się binarna eutektyka Al + Mg2Si (punkt 5). W rzeczywistości, wraz ze wzrostem szybkości chłodzenia, \(T_{{text{E}}left( {{text{Al}} + {{Mg}}_{2} {{text{Si}}} \right}) zmniejszyła się odpowiednio o 3 i 6 °C. Punkty 6 odpowiadają temperaturze nukleacji eutektyki β-Al3Mg2 i wzrostu eutektyki fazy β. W tym punkcie faza β-Al3Mg2 zaczyna się tworzyć na granicach ziaren, co można było zaobserwować w temperaturze 563,1 °C w stopie o zawartości 3 % Mg i w temperaturze 436,3 °C w stopie o zawartości około 5 % Mg. Można było również zauważyć, że zwiększając szybkość chłodzenia dla badanych stopów aluminium, temperatura zarodkowania eutektycznego \(T_{{text{E}}left( {{text{Al}} + {{Al}}_{3} {{text{Mg}}} \{2} }}) nieznacznie spadła o ok. 2 °C. Ostatnim punktem (nr 7) zaobserwowanym na krzywej krystalizacji jest temperatura krzepnięcia, która dla stopu EN AC 51100 wynosiła 520,1 °C, a dla stopu EN AC 51300 416,7 °C. W rzeczywistości, wraz ze wzrostem szybkości chłodzenia, zakres krzepnięcia wzrósł o około 9 °C dla obu analizowanych stopów. Świadczy to o tym, że poszerzenie zakresu krystalizacji może być korzystne w przypadku odlewania półstałego (SSM), takiego jak odlewanie w stanie półstałym (thixocasting), odlewanie reologiczne (rheocasting) lub formowanie w stanie półstałym (thixomolding), jednakże zwiększa występowanie wad odlewniczych, takich jak makrosegregacja, rozerwanie na gorąco oraz skurcz i porowatość gazowa w odlewaniu konwencjonalnym. Lokalne odchylenia od równowagi powodują mikrosegregację i ostatecznie przesunięcie lokalnej równowagi w kierunku stężeń, w których tworzą się nowe fazy.

Drugą pochodną krzywej chłodzenia wykorzystano do wyznaczenia punktu spójności dendrytów (rys. 6). Pierwsze minimum wartości drugiej pochodnej szybkości chłodzenia określono jako DCP, co świadczy o przejściu ze stanu ciekłego do ciekło-stałego. Po przekroczeniu tego punktu dendryty nadal rosły i stawały się grubsze w miarę dalszego chłodzenia stopu.

Zmiany temperatury w punkcie koherencji dendrytów oraz frakcji stałej odpowiadającej koherencji dendrytów (f DCP) w funkcji zawartości Mg i szybkości chłodzenia przedstawiono w tabeli 4. Można zauważyć, że frakcja stała pierwotnego Al w punkcie koherencji dendrytu wzrastała z 2,8 do 3,7 % wraz ze wzrostem zawartości Mg i wzrastała dla EN AC 51100 z 2,8 do 4,1 % oraz wzrastała dla EN AC 51300 z 3,7 do 8,4 % wraz ze wzrostem szybkości chłodzenia. Dla obu analizowanych serii stopów aluminium można zaobserwować, że rosnąca szybkość chłodzenia powodowała obniżenie temperatury w punkcie koherencji dendrytu z 638,47 do 637,71 °C dla EN AC 51100 oraz z 626,51 do 623,81 °C dla EN AC 51300. Innymi słowy, parametry koherencji wykazują, że rafinacja ziaren obniża temperaturę koherencji dendrytu i może opóźnić jego koherencję. DCP ma bezpośrednią korelację z płynnością; jeśli DCP jest opóźnione, to zostanie osiągnięta większa płynność. Podsumowując, badanie tworzenia się DCP metodą TDA pokazuje, że dendryt staje się koherentny później przy większej szybkości chłodzenia i przy większym stężeniu Mg.

Właściwości mechaniczne

Na podstawie wyników pomiarów twardości stopu EN AC 51100 i EN AC 51300, które podano w tabelach 5 i 6, stwierdzono, że zwiększona zawartość magnezu wpływa na twardość stopów, co jest wynikiem hartowania w roztworze stałym. W celu znalezienia najkorzystniejszych warunków procesu obróbki cieplnej badanych stopów przeprowadzono szereg eksperymentów.

Analiza danych uzyskanych z pomiarów twardości pozwala na stwierdzenie, że stop EN AC 51100 ma największy potencjał starzeniowy. Jak można było zaobserwować po roztwarzaniu z temperatury 580 °C, już po 4 h sztucznego starzenia następuje znaczny wzrost twardości. Dalsze starzenie hartownicze powoduje kolejny niewielki wzrost twardości, a po 12 h sztucznego starzenia materiał wykazuje najwyższą twardość. Niższe temperatury obróbki w roztworze stałym nie pozwalają na uzyskanie tak znacznego przyrostu twardości, ale można zauważyć, że po hartowaniu od temperatury 560 °C i starzeniu przez 12 h możliwe jest uzyskanie podobnych wyników jak poprzednio. Podczas obróbki wytrąceniowej stopu EN AC 51300 zaobserwowano jedynie niewielki wzrost twardości. Może to być spowodowane zbyt krótkim czasem obróbki roztworowej, który nie pozwolił na pełne rozpuszczenie Mg w osnowie stopu i późniejsze wytrącenie z roztworu stałego podczas sztucznego starzenia stopu. Jak wynika z tabeli 6, obróbka roztworowa w temperaturze 560 °C, a następnie starzenie przez 12 h w temperaturze 160 °C spowodowały największy wzrost twardości o 14 % w stosunku do stanu odlanego. W wyniku hartowania w niższej temperaturze uzyskuje się znacznie niższą twardość niezależnie od czasu starzenia, co pozwala wnioskować, że te zabiegi cieplne są nieekonomiczne, gdyż nie pozwalają na uzyskanie znaczącego wzrostu właściwości materiału.

W celu scharakteryzowania ciągliwości i wytrzymałości na rozciąganie badanych stopów aluminium po obróbce cieplnej przeprowadzono statyczne próby rozciągania. Wykonane wcześniej pomiary twardości posłużyły do wyboru najkorzystniejszego rodzaju obróbki cieplnej. Dla stopu EN AC 51100 próby rozciągania przeprowadzono na próbkach, które hartowano w temperaturze 580 °C i odpowiednio dla stopu EN AC 51300 temperatura hartowania wynosiła 560 °C. Na podstawie wyników uzyskanych ze statycznych prób rozciągania badanych stopów zaobserwowano wzrost wytrzymałości na rozciąganie (tabela 7). Wpływ obróbki roztworowej i czasu starzenia przedstawiono na rys. 7. Jak widać, charakterystyki starzenia sztucznego obrazujące zmiany wytrzymałości na rozciąganie są porównywalne z uzyskanymi wcześniej pomiarami twardości. Jak można było się spodziewać najwyższą wytrzymałość na rozciąganie wykazuje stop zawierający 5% magnezu, natomiast najwyższy potencjał starzeniowy ma stop EN AC 51100. Wzrost wytrzymałości na rozciąganie po 12 h sztucznego starzenia wynosi około 20 % w porównaniu z próbką poddaną działaniu roztworu. Wykazano również, że podczas sztucznego starzenia następuje jedynie niewielki spadek plastyczności materiału. Tabela 8 pokazuje również, że podczas sztucznego starzenia stopu EN AC 51300 nie ma znaczących zmian w wytrzymałości na rozciąganie. Można to porównać do wyników uzyskanych z pomiarów twardości, gdzie zaobserwowano tylko niewielki wzrost twardości tego stopu. Można również zauważyć, że sztuczne starzenie EN AC 51300 stopu nie zapewnia znaczących zmian w plastyczności materiału. Można było również zauważyć, że stop EN AC 51300 po obróbce strąceniowej wykazuje większą plastyczność niż po obróbce roztworowej.

.