Structura și proprietățile aliajelor de aluminiu-magneziu turnate după tratament termic

Structura

Structurile de grăunți reprezentative ale aliajelor Al-Mg în stare de recepție cu diferite conținuturi de Mg sunt prezentate în Fig. 1. Este clar că ambele probe caracterizează o structură dendritică echiaxată similară. În plus față de Al primar în formă de rozetă, există faza β distribuită în regiunea interdendritică ca urmare a solidificării în condiții de neechilibru. Pentru a realiza o identificare precisă a fazelor din materialul în stare de recepție, au fost utilizate două tipuri de agenți de gravură pentru a dezvălui o microstructură. Reactivul Keller (Fig. 2a), care este utilizat în mod obișnuit pentru decaparea aliajelor de aluminiu, a dezvăluit precipitatele secundare de pe granițele de grăunți, dar nu permite o distincție clară a constituenților structurii. Aplicarea reactivului lui Weck permite distingerea precipitațiilor individuale după nuanța acestora. Astfel, se poate afirma că microstructura în starea de recepție este formată din trei faze: α-Al (matrice strălucitoare), Al3Mg2 (precipitații întunecate) și Mg2Si (precipitații gri) care se formează în apropierea limitelor de grăunți (Fig. 2b). Prezența fazelor principale a fost confirmată în studiul anterior . Tratamentul de precipitare duce la dispariția structurii dendritice și nu are un impact semnificativ asupra dimensiunii granulelor și morfologiei acestora (Fig. 3). Este clar că în timpul procesului de tratare prin precipitare din soluția solidă suprasaturată precipită fazele secundare de călire β′-Al3Mg2 care sunt distribuite uniform în matricea aliajului. Acest efect a fost studiat pe larg de Starink și Zahra . Figura 4a, b prezintă microstructurile aliajului EN AC 51300 după analiza termică. Se poate observa că distanța dintre brațele de dendrite (DAS) și dimensiunea grăuntelui au crescut după analiza termică în comparație cu starea ca-recepționat sau tratată termic. De asemenea, se poate observa că majoritatea fazelor secundare sunt localizate pe granițele de grăunți și sunt vizibile ca precipitații strălucitoare. De asemenea, trebuie menționat faptul că o creștere a vitezei de răcire scade dimensiunea grăuntelui în cazul ambelor aliaje examinate. Rezultatele măsurării dimensiunii grăunților prin metoda intersecției liniilor sunt prezentate în tabelul 2. Se poate concluziona, de asemenea, că cantitatea mai mare de magneziu din aliajul RO AC 51300 are ca rezultat dimensiunea mai mică a grăunților după analiza termică. Acest fenomen poate fi explicat prin nuclearea mai timpurie a fazei primare a aliajului care conține ~5 % de Mg.

Analiză termică

Înainte de a începe analiza căii de solidificare a aliajului de aluminiu trebuie remarcat faptul că numărul fazelor în stare de turnare (neechilibru) poate fi mai mare decât cel în condiții de echilibru, dar succesiunea reacțiilor de solidificare este, în general, în concordanță cu diagramele de fază corespunzătoare.

Faza Mg2Si determină în mare măsură proprietățile aliajelor de aluminiu examinate, astfel încât interpretarea lor ar trebui să pornească de la diagrama de faze Al-Mg-Si care este relativ simplă și a fost tratată în literatura de specialitate în mod suficient de detaliat. În colțul de aluminiu al sistemului Al-Mg-Si, următoarele faze se află în echilibru cu soluția solidă de aluminiu: Al3Mg2 și Mg2Si. Al3Mg2 (uneori desemnat ca Al8Mg5) are o structură FCC cu parametrul de rețea a = 2,82-2,86 nm. Faza Mg2Si are o structură cubică cu parametrul de rețea a = 0,635-0,640. În aproape toate aliajele comerciale aparținând sistemului Al-Mg-Mg2Si, aluminiul este solidificat în primul rând, iar apoi se formează unul dintre eutecticii binari. Eutecticile binare și ternare, care implică faza Al3Mg2, se pot solidifica în aliajele comerciale, numai în condiții de neechilibru. Așa cum s-a prezentat în lucrare , faza Al3Mg2 se formează prin precipitare din soluția solidă de aluminiu la răcirea în stare solidă; cu toate acestea, în condiții reale, de non-echilibru, această fază se poate forma în timpul solidificării, ca urmare a reacțiilor eutectice. În aliajele Al-Si în stare de turnare, faza Mg2Si se dezvoltă numai ca urmare a rezultatului eutectic ternar de neechilibru la 555 °C, iar cantitatea sa este mică (<1 % vol.), ceea ce face dificilă clasificarea sa la microscopul optic. În ciuda solubilității reciproce relativ slabe a Mg și Si în Al solid, aceasta permite un efect semnificativ de precipitare datorită formării de modificări metastabile coerente și semi-coerente (\(\beta^{{\prime \prime }} , \beta^{{\prime }})) ale fazei Mg2Si în timpul îmbătrânirii. Rezultatele recente au arătat că solubilitatea solidă reciprocă a magneziului și a siliciului în aluminiu depinde în totalitate de temperatură, ceea ce necesită respectarea strictă a unui regim de tratament termic. În aliajele Al-Mg care conțin mai mult de 3-4 % Mg, nu se formează precipitații secundare ale fazei Mg2Si din cauza solubilității scăzute a Si în Al. Aproape tot siliciul este legat în particule eutectice de Mg2Si .

Rezultatele analizei termice a aliajelor de aluminiu investigate au fost prezentate în Fig. 5. Informații mai detaliate legate de caracteristicile termice ale aliajelor au fost obținute cu ajutorul curbelor cu prima derivată. Temperaturile reacțiilor metalurgice sunt rezumate în tabelul 3. Punctul caracteristic al modificărilor termice apărute în timpul procesului de cristalizare definit ca fiind punctul de intersecție al tangentei la punctul de inflexiune al curbei cu curba de bază, sau ca punct obținut prin extrapolarea secțiunilor drepte în analiza termică de expresie.

Solidificarea începe la aproximativ 629-641 °C cu formarea de granule de aluminiu. Temperatura de nucleare a dendritelor de α-Al (T αDENNUC ) (punctul 1) reprezintă punctul în care dendritele primare stabile încep să se solidifice din topitură. Variația a demonstrat acest fapt în panta curbelor de răcire și determinată de punctul de inflexiune al primei derivate. Temperatura liquidus înseamnă începutul fracțiunii solide care, în acest punct, este egală cu zero. În mod clar, evenimentul de nucleare pentru dendrita Al are loc la temperaturi mai ridicate cu un conținut mai mic de magneziu în aliaj, adică T αDENNUC a fost de 641,3 °C pentru EN AC 51100, care s-a deplasat în jos la 629,1 °C pentru aliajul EN AC 51300. După cum este evident, pentru EN AC 51300, temperatura de nucleare a dendritelor a crescut cu aproximativ 4 °C odată cu creșterea vitezei de răcire. S-a putut observa, de asemenea, că creșterea vitezei de răcire pentru aliajul EN AC 51100 nu produce modificări semnificative ale temperaturii de nucleație. Creșterea temperaturii de nucleație permite formarea de cristale noi înainte de solidificare, ceea ce înseamnă că există mai mulți nuclei cu un potențial mai mic de creștere și, prin urmare, ar trebui să se aștepte o rafinare eficientă a grăunților .

Următoarele puncte caracteristice de pe curbele de cristalizare au fost observate la 638,0 și, respectiv, 625,2 °C. Acest eveniment este temperatura minimă (subrăcire) a dendritelor de α-Al (T αDENMIN ) (punctul 2), care definește o situație în care dendritele nucleate au crescut până la un asemenea grad încât căldura latentă de fuziune eliberată echilibrează căldura eliminată din proba de testare. T αDENMIN ca minim local este definit de punctul în care prima derivată traversează linia zero (dT/dt = 0). Se poate observa că creșterea vitezei de răcire nu produce modificări semnificative în T αDENMIN . Punctul 3 este punctul în care dendritele α produse în topitura lichidă devin coerente (T αDENDCP ). În acest punct, derivata a doua a curbei de răcire intersectează linia zero (Fig. 6). După trecerea acestui punct (T αDENDCP ), temperatura topiturii crește până la o temperatură de creștere constantă (T αDENG ) (punctul 4). T αDENG se potrivește cu cel de-al doilea punct zero de pe curba primei derivate (dT/dt = 0) după începerea nucleării (dT/dt = 0). După formarea grăunților primari de aluminiu, cu condiția ca concentrația de Si să fie suficientă, se formează eutecticul binar Al + Mg2Si în intervalul de temperaturi de la 544 la 574 °C (punctul 5). De fapt, la creșterea vitezei de răcire, \_{{{{{{{text{E}}\left( {{\text{Al}} + {\text{Mg}}_{2}} {\text{Si}}} \right)}}}}}}) a scăzut cu 3 și, respectiv, 6 °C. Punctele 6 corespund temperaturii de nucleare eutectică β-Al3Mg2 și creșterii eutectice a fazei β. În acest punct, faza β-Al3Mg2 începe să se formeze pe granițele de grăunți care ar putea fi observate la 563,1 °C într-un aliaj care constă din 3 % Mg și la 436,3 °C într-un aliaj care are aproximativ 5 % Mg. De asemenea, s-a putut observa că, la creșterea vitezei de răcire pentru aliajele de aluminiu examinate, temperatura de nucleare eutectică \(T_{{{{{text{E}}\left( {{\text{Al}} + {\text{Al}}}_{3}} {\text{Mg}}}_{2} } \right)}}}}) a scăzut ușor cu aproximativ 2 °C. Ultimul punct (nr. 7) observat pe curba de cristalizare este temperatura solidus, care a fost observată la 520,1 °C pentru aliajul EN AC 51100 și la 416,7 °C pentru aliajul EN AC 51300. De fapt, la creșterea vitezei de răcire, intervalul de solidificare a crescut cu aprox. 9 °C pentru ambele aliaje analizate. Acest lucru arată că lărgirea intervalului de cristalizare poate oferi avantaje pentru turnarea metalelor semisolide (SSM), cum ar fi thixocasting, rheocasting sau thixomolding; cu toate acestea, crește apariția unor defecte de turnare, cum ar fi macro-segregarea, ruperea la cald și contracția și porozitatea gazoasă în turnarea convențională. Abaterile locale de la echilibru duc la micro-segregare și, în cele din urmă, la deplasarea echilibrului local către concentrații în care se formează noi faze.

Derivata a doua a curbei de răcire a fost utilizată pentru a determina punctul de coerență a dendritei (Fig. 6). Prima valoare minimă a celei de-a doua derivate a vitezei de răcire este definită ca fiind DCP, care indică trecerea de la starea lichidă la starea lichid-solid. După trecerea acestui punct, dendritele au continuat să crească și să devină mai groase odată cu continuarea răcirii topiturii.

Variațiile temperaturii la punctul de coerență a dendritelor și ale fracțiunii solide corespunzătoare coerenței dendritelor (f DCP) în funcție de conținutul de Mg și de viteza de răcire sunt prezentate în tabelul 4. Se poate observa că fracția solidă a punctului de coerență a dendritei primare de Al a crescut de la 2,8 la 3,7 % odată cu creșterea conținutului de Mg și a crescut pentru EN AC 51100 de la 2,8 la 4,1 % și a crescut pentru EN AC 51300 de la 3,7 la 8,4 % odată cu creșterea vitezei de răcire. Pentru ambele serii analizate de aliaje de aluminiu se poate observa că creșterea vitezei de răcire a cauzat scăderi ale temperaturii la punctul de coerență a dendritei de la 638,47 la 637,71 °C pentru EN AC 51100 și de la 626,51 la 623,81 °C pentru EN AC 51300. Cu alte cuvinte, parametrii de coerență arată că rafinarea granulelor reduce temperatura de coerență a dendritelor și poate întârzia coerența dendritelor. DCP are o corelație directă cu fluiditatea; dacă DCP este întârziată, se va obține o fluiditate mai mare. În concluzie, investigarea formării DCP prin intermediul TDA arată că dendrita devine coerentă mai târziu cu o rată de răcire mai mare și cu o concentrație mai mare de Mg.

Proprietăți mecanice

Bazat pe rezultatele măsurătorilor de duritate ale aliajului EN AC 51100 și EN AC 51300 care sunt prezentate în tabelele 5 și 6, s-a constatat că un conținut crescut de magneziu influențează duritatea aliajelor, ceea ce reprezintă un rezultat al călirii în soluție solidă. Pentru a găsi cele mai favorabile condiții ale procesului de tratament termic al aliajelor investigate, au fost efectuate o serie de experimente.

Analiza datelor obținute în urma măsurătorilor de duritate permite să se judece că aliajul EN AC 51100 are cel mai mare potențial de îmbătrânire. După cum s-a putut observa după punerea în soluție de la temperatura de 580 °C, există o creștere semnificativă a durității chiar și după 4 h de îmbătrânire artificială. Continuarea îmbătrânirii prin stingere are ca rezultat o ușoară creștere ulterioară a durității, iar după 12 h de îmbătrânire artificială materialul prezintă cea mai mare duritate. Temperaturile mai scăzute de tratare în soluție solidă nu permit obținerea unei creșteri atât de semnificative a durității, dar se poate observa că, după stingerea de la temperatura de 560 °C și îmbătrânirea timp de 12 ore, este posibil să se obțină rezultate similare cu cele anterioare. În timpul tratamentului prin precipitare al aliajului EN AC 51300, s-a observat o creștere doar mică a durității. Aceasta ar putea fi cauzată de timpul prea scurt de tratare a soluției care nu a permis dizolvarea completă a Mg într-o matrice a aliajului și precipitarea ulterioară din soluție solidă atunci când aliajul a fost îmbătrânit artificial. După cum se prezintă în tabelul 6, tratamentul de dizolvare de la temperatura de 560 °C și îmbătrânirea ulterioară timp de 12 ore la 160 °C determină cea mai mare creștere a durității, de aproximativ 14 %, în comparație cu starea de turnare. Călirea de la temperaturi mai scăzute duce la obținerea unei durități considerabil mai mici, independent de timpul de îmbătrânire, ceea ce permite concluzia că aceste tratamente termice nu sunt economice, deoarece nu permit obținerea unei creșteri semnificative a proprietăților materialului.

Pentru a caracteriza ductilitatea și rezistența la tracțiune a aliajelor de aluminiu investigate după tratamentul termic, s-au efectuat teste de tracțiune statică. Măsurătorile de duritate care au fost efectuate anterior au fost folosite pentru a alege cel mai benefic tip de tratament termic. Pentru aliajul EN AC 51100, testele de tracțiune au fost efectuate pe probe care au fost călite la 580 °C și, respectiv, pentru aliajul EN AC 51300 temperatura de călire a fost de 560 °C. Pe baza rezultatelor obținute în urma testelor de tracțiune statică a aliajelor examinate, s-a observat o creștere a rezistenței la tracțiune (tabelul 7). Influența unui tratament de punere în soluție și a timpului de îmbătrânire este prezentată în Fig. 7. După cum se poate observa, caracteristicile de îmbătrânire artificială care demonstrează modificările rezistenței la tracțiune sunt comparative cu măsurătorile de duritate obținute anterior. Așa cum era de așteptat, cea mai mare rezistență la tracțiune prezintă aliajul care conține 5 % magneziu; cu toate acestea, cel mai mare potențial de îmbătrânire prezintă aliajul EN AC 51100. Creșterea rezistenței la tracțiune după 12 h de îmbătrânire artificială este de aproximativ 20 % în comparație cu epruveta tratată cu soluție. De asemenea, se demonstrează că, în timpul îmbătrânirii artificiale, există o scădere doar mică a ductilității materialului. Tabelul 8 arată, de asemenea, că în timpul îmbătrânirii artificiale a aliajului EN AC 51300 nu există modificări semnificative ale rezistenței la tracțiune. Aceasta ar putea fi comparată cu rezultatele obținute din măsurătorile de duritate, unde s-a observat doar o mică creștere a durității acestui aliaj. S-a putut observa, de asemenea, că îmbătrânirea artificială a aliajului EN AC 51300 nu oferă modificări semnificative în ceea ce privește ductilitatea materialului. De asemenea, s-a putut observa că aliajul EN AC 51300 după tratarea prin precipitare prezintă o ductilitate mai mare decât după tratarea în soluție.

.