Struktura a vlastnosti slitin hliníku a hořčíku po tepelném zpracování

Struktura

Na obr. 1 jsou uvedeny reprezentativní struktury zrn slitin Al-Mg ve stavu po převzetí s různým obsahem Mg. Je zřejmé, že oba vzorky charakterizuje podobná rovnostranná dendritická struktura. Kromě rozetovitého primárního Al je v důsledku nerovnovážného tuhnutí v interdendritické oblasti rozložena fáze β. K provedení přesné fázové identifikace materiálu ve stavu po převzetí byly k odhalení mikrostruktury použity dva typy leptadel. Kellerovo činidlo (obr. 2a), které se běžně používá k leptání hliníkových slitin, odhalilo sekundární precipitáty na hranicích zrn, ale neumožňuje jasné rozlišení složek struktury. Použití Weckova činidla umožňuje rozlišit jednotlivé sraženiny podle jejich odstínu. Lze tedy konstatovat, že mikrostruktura ve stavu po převzetí se skládá ze tří fází: α-Al (světlá matrice), Al3Mg2 (tmavé sraženiny) a Mg2Si (šedé sraženiny), které se tvoří v blízkosti hranic zrn (obr. 2b). Přítomnost hlavních fází byla potvrzena v předchozí studii . Srážecí úprava vede k zániku dendritické struktury a nemá výrazný vliv na velikost zrn a jejich morfologii (obr. 3). Je zřejmé, že během procesu precipitační úpravy se z přesyceného pevného roztoku vysrážejí kalitelné vedlejší fáze β′-Al3Mg2 , které jsou rovnoměrně rozloženy v matrici slitiny. Tento efekt byl široce studován Starinkem a Zahrou . Obrázek 4a, b ukazuje mikrostruktury slitiny EN AC 51300 po tepelné analýze. Je vidět, že rozteč dendritových ramen (DAS) a velikost zrn se po tepelné analýze zvýšily ve srovnání se stavem po převzetí nebo tepelném zpracování. Je také vidět, že většina sekundárních fází se nachází na hranicích zrn a je viditelná jako světlé sraženiny. Je třeba také zmínit, že zvýšení rychlosti ochlazování snižuje velikost zrn v případě obou zkoumaných slitin. Výsledky měření velikosti zrn metodou průsečíku čar jsou uvedeny v tabulce 2. Lze také konstatovat, že větší množství hořčíku ve slitině EN AC 51300 má za následek menší velikost zrn po tepelné analýze. Tento jev lze vysvětlit dřívější nukleací primární fáze slitiny obsahující ~5 % Mg.

Termická analýza

Před zahájením analýzy průběhu tuhnutí hliníkové slitiny je třeba poznamenat, že počet fází ve stavu po odlití (nerovnovážném) může být větší než počet za rovnovážných podmínek, ale sled reakcí tuhnutí je obecně v souladu s odpovídajícími fázovými diagramy.

Fáze Mg2Si široce určuje vlastnosti zkoumaných hliníkových slitin, takže při jejich interpretaci je třeba vycházet z fázového diagramu Al-Mg-Si, který je poměrně jednoduchý a v literatuře byl zpracován dostatečně podrobně. V hliníkovém rohu systému Al-Mg-Si jsou v rovnováze s pevným roztokem hliníku následující fáze: Al3Mg2 a Mg2Si. Al3Mg2 (někdy označovaný jako Al8Mg5) má FCC strukturu s mřížkovým parametrem a = 2,82-2,86 nm. Fáze Mg2Si má kubickou strukturu s mřížkovým parametrem a = 0,635-0,640. Téměř ve všech komerčních slitinách patřících do systému Al-Mg-Mg2Si primárně tuhne hliník a následně vzniká jedno z binárních eutektik. Binární a ternární eutektika zahrnující fázi Al3Mg2 mohou v komerčních slitinách tuhnout pouze za nerovnovážných podmínek. Jak je uvedeno v práci , fáze Al3Mg2 vzniká vysrážením z pevného roztoku hliníku při ochlazení v pevném stavu; za skutečných, nerovnovážných podmínek však může tato fáze vznikat během tuhnutí v důsledku eutektických reakcí. V odlitých slitinách Al-Si vzniká fáze Mg2Si pouze v důsledku nerovnovážného ternárního eutektického výsledku při 555 °C a její množství je malé (<1 obj. %), což znesnadňuje její klasifikaci v optickém mikroskopu. Navzdory poměrně slabé vzájemné rozpustnosti Mg a Si v pevném Al umožňuje významný vliv precipitace v důsledku vzniku metastabilních koherentních a semikoherentních modifikací (\(\beta^{{\prime \prime }} , \beta^{{\prime }}}) fáze Mg2Si během stárnutí. Nedávné výsledky ukázaly, že vzájemná rozpustnost hořčíku a křemíku v pevném stavu v hliníku plně závisí na teplotě, což vyžaduje přísné dodržování režimu tepelného zpracování. Ve slitinách Al-Mg obsahujících více než 3-4 % Mg se v důsledku nízké rozpustnosti Si v Al netvoří sekundární precipitáty fáze Mg2Si. Téměř veškerý křemík je vázán v eutektických částicích Mg2Si .

Výsledky termické analýzy zkoumaných hliníkových slitin jsou uvedeny na obr. 5. Podrobnější informace týkající se tepelných charakteristik slitin byly získány pomocí křivek první derivace. Teploty metalurgických reakcí jsou shrnuty v tabulce 3. Charakteristický bod tepelných změn, k nimž došlo během procesu krystalizace, definovaný jako bod průsečíku tečny v inflexním bodě křivky se základní křivkou nebo jako bod získaný extrapolací přímých úseků ve výrazu termické analýzy.

Tuhnutí začíná při přibližně 629-641 °C s tvorbou hliníkových zrn. Teplota nukleace α-Al dendritů (T αDENNUC ) (bod 1) představuje bod, kdy z taveniny začínají tuhnout stabilní primární dendrity. Variace prokázala tuto skutečnost ve sklonu chladicích křivek a určila inflexní bod první derivace. Teplota liquidus znamená počátek pevného podílu, který se v tomto bodě rovná nule. Je zřejmé, že k nukleaci Al dendritu dochází při vyšších teplotách s nižším obsahem hořčíku ve slitině, tj. teplota T αDENNUC byla 641,3 °C pro slitinu EN AC 51100, která se u slitiny EN AC 51300 posunula dolů na 629,1 °C. Jak je patrné, u slitiny EN AC 51300 se teplota nukleace dendritu s rostoucí rychlostí chlazení zvýšila přibližně o 4 °C. Rovněž bylo vidět, že zvyšování rychlosti ochlazování u slitiny EN AC 51100 nepřináší výrazné změny teploty nukleace. Zvyšující se teplota nukleace umožňuje tvorbu nových krystalů před tuhnutím, což znamená, že existuje více zárodků s menším potenciálem růstu, a proto by se mělo očekávat účinné zjemnění zrn .

Další charakteristické body na krystalizačních křivkách byly pozorovány při teplotách 638,0 °C a 625,2 °C. Při teplotách 638,0 °C a 625,2 °C došlo ke zjemnění zrn. Tento jev představuje minimální teplotu (podchlazení) α-Al dendritů (T αDENMIN ) (bod 2), která definuje situaci, kdy zárodečné dendrity narostly do takové míry, že uvolněné latentní teplo tání vyrovnává teplo odebrané ze zkušebního vzorku. T αDENMIN jako lokální minimum je definováno bodem, v němž první derivace protíná nulovou přímku (dT/dt = 0). Lze poznamenat, že zvyšující se rychlost ochlazování nezajišťuje významné změny T αDENMIN . Bod 3 je bod, v němž se vytvořené α dendrity v tekuté tavenině stávají koherentními (T αDENDCP ). V tomto bodě protíná druhá derivace křivky ochlazování nulovou přímku (obr. 6). Po průchodu tímto bodem (T αDENDCP ) se teplota taveniny zvýší na teplotu ustáleného růstu (T αDENG ) (bod 4). T αDENG odpovídá druhému nulovému bodu na první derivační křivce (dT/dt = 0) po začátku nukleace (dT/dt = 0). Po vytvoření primárních hliníkových zrn se za předpokladu dostatečné koncentrace Si vytvoří binární eutektikum Al + Mg2Si v rozmezí teplot 544 až 574 °C (bod 5). Ve skutečnosti se při zvyšující se rychlosti ochlazování \(T_{{{\text{E}}\left( {{\text{Al}} + {\text{Mg}}_{2} {\text{Si}}} \right)}}}) snížila o 3, resp. 6 °C. Body 6 odpovídají teplotě zárodku eutektika β-Al3Mg2 a růstu eutektické fáze β. V tomto bodě se na hranicích zrn začíná tvořit fáze β-Al3Mg2, kterou lze pozorovat při teplotě 563,1 °C u slitiny obsahující 3 % Mg a při teplotě 436,3 °C u slitiny obsahující přibližně 5 % Mg. Bylo také vidět, že se zvyšující se rychlostí ochlazování u zkoumaných hliníkových slitin se teplota eutektické nukleace \(T_{{{\text{E}}\left( {{{{text{Al}}} + {\text{Al}}_{3} {\text{Mg}}_{2} } \right)}}}\) mírně snížila přibližně o 2 °C. Posledním pozorovaným bodem (č. 7) na krystalizační křivce je teplota solidusu, která byla zjištěna při 520,1 °C pro slitinu EN AC 51100 a při 416,7 °C pro slitinu EN AC 51300. Při zvyšující se rychlosti ochlazování se totiž rozsah tuhnutí u obou analyzovaných slitin zvýšil přibližně o 9 °C. To ukazuje, že rozšíření rozsahu krystalizace může přinést výhody při odlévání kovů v polotuhém stavu (SSM), jako je thixocasting, rheocasting nebo thixomolding; zvyšuje však výskyt vad odlitků, jako je makrosegregace, trhání za tepla a smršťování a plynová pórovitost při konvenčním odlévání. Lokální odchylky od rovnováhy vedou k mikrosegregaci a nakonec k posunu lokální rovnováhy směrem ke koncentracím, při nichž vznikají nové fáze.

Druhá derivace chladicí křivky byla použita k určení bodu koherence dendritu (obr. 6). První minimální hodnota druhé derivace rychlosti ochlazování je definována jako DCP, která indikuje přechod z kapalného do kapalně tuhého stavu. Po průchodu tímto bodem dendrity dále rostly a s dalším ochlazováním taveniny se stávaly tlustšími.

Změny teploty v bodě koherence dendritů a pevného podílu odpovídajícího koherenci dendritů (f DCP) v závislosti na obsahu Mg a rychlosti ochlazování jsou uvedeny v tab. 4. Je vidět, že podíl pevné látky v bodě koherence primárního Al dendritu se zvyšoval s rostoucím obsahem Mg z 2,8 % na 3,7 % a s rostoucí rychlostí chlazení se zvyšoval pro EN AC 51100 z 2,8 % na 4,1 % a pro EN AC 51300 z 3,7 % na 8,4 %. U obou analyzovaných řad hliníkových slitin lze pozorovat, že zvyšující se rychlost chlazení způsobila pokles teploty v bodě dendritické koherence z 638,47 °C na 637,71 °C u slitiny EN AC 51100 a z 626,51 °C na 623,81 °C u slitiny EN AC 51300. Jinými slovy, parametry koherence ukazují, že zjemnění zrn snižuje teplotu dendritové koherence a může dendritovou koherenci oddálit. DCP má přímou souvislost s tekutostí; pokud se DCP zpozdí, dosáhne se větší tekutosti. Souhrnně lze říci, že zkoumání tvorby DCP pomocí TDA ukazuje, že dendrit se stává koherentním později s vyšší rychlostí chlazení a s vyšší koncentrací Mg.

Mechanické vlastnosti

Na základě výsledků měření tvrdosti slitin EN AC 51100 a EN AC 51300, které jsou uvedeny v tabulkách 5 a 6, bylo zjištěno, že zvýšený obsah hořčíku má vliv na tvrdost slitin, což je důsledek kalení pevným roztokem. Pro nalezení nejpříznivějších podmínek procesu tepelného zpracování zkoumaných slitin byla provedena řada experimentů.

Analýza údajů získaných z měření tvrdosti umožňuje soudit, že slitina EN AC 51100 má nejvyšší potenciál stárnutí. Jak bylo možné pozorovat po rozpuštění od teploty 580 °C, dochází k výraznému nárůstu tvrdosti již po 4 h umělého stárnutí. Další kalení vede k následnému malému nárůstu tvrdosti a po 12 h umělého stárnutí vykazuje materiál nejvyšší tvrdost. Nižší teploty úpravy pevným roztokem neumožňují dosáhnout tak výrazného zvýšení tvrdosti, ale je vidět, že po kalení z teploty 560 °C a stárnutí přes 12 h je možné dosáhnout podobných výsledků jako dříve. Při srážecím zpracování slitiny EN AC 51300 bylo pozorováno pouze malé zvýšení tvrdosti. To mohlo být způsobeno příliš krátkou dobou úpravy roztokem, která neumožnila úplné rozpuštění Mg v matrici slitiny a následné vysrážení z pevného roztoku při umělém stárnutí slitiny. Jak je uvedeno v tabulce 6, roztokové zpracování od teploty 560 °C a následné stárnutí po dobu 12 h při 160 °C způsobilo nejvyšší nárůst tvrdosti o 14 % ve srovnání se stavem po odlití. Kalení při nižších teplotách vede k dosažení výrazně nižší tvrdosti nezávisle na době stárnutí, což vede k závěru, že tyto tepelné úpravy nejsou ekonomické, protože neumožňují dosáhnout významného zvýšení vlastností materiálu.

Pro charakterizaci tažnosti a pevnosti v tahu zkoumaných hliníkových slitin po tepelném zpracování byly provedeny statické tahové zkoušky. Měření tvrdosti, která byla provedena dříve, byla použita pro výběr nejvýhodnějšího typu tepelného zpracování. U slitiny EN AC 51100 byly tahové zkoušky provedeny na vzorcích, které byly kaleny při teplotě 580 °C, resp. u slitiny EN AC 51300 byla teplota kalení 560 °C. Na základě výsledků získaných ze statických tahových zkoušek zkoumaných slitin bylo pozorováno zvýšení pevnosti v tahu (tabulka 7). Vliv úpravy roztokem a doby stárnutí je znázorněn na obr. 7. Jak je vidět, charakteristiky umělého stárnutí prokazující změny pevnosti v tahu jsou srovnatelné s dříve získanými měřeními tvrdosti. Jak se dalo očekávat, nejvyšší pevnost v tahu vykazuje slitina, která obsahuje 5 % hořčíku; nejvyšší potenciál stárnutí však vykazuje slitina EN AC 51100. Nárůst pevnosti v tahu po 12 h umělého stárnutí je přibližně 20 % ve srovnání se vzorkem ošetřeným roztokem. Ukazuje se také, že během umělého stárnutí dochází pouze k malému poklesu tažnosti materiálu. Z tabulky 8 rovněž vyplývá, že během umělého stárnutí slitiny EN AC 51300 nedochází k výrazným změnám pevnosti v tahu. To lze porovnat s výsledky získanými z měření tvrdosti, kde byl pozorován pouze malý nárůst tvrdosti této slitiny. Rovněž bylo vidět, že při umělém stárnutí slitiny EN AC 51300 nedochází k výrazným změnám v tažnosti materiálu. Rovněž bylo možné pozorovat, že slitina EN AC 51300 po srážecí úpravě vykazuje vyšší tažnost než po úpravě roztokem.

.