ΘΕΩΡΗΤΙΚΗ ΜΕΛΕΤΗ ΑΝΑΠΤΥΞΗΣ ΝΕΩΝ ΚΡΑΜΑΤΩΝ Al ΥΨΗΛΗΣ ΑΝΤΟΧΗΣ ΤΗΣ ΣΕΙΡΑΣ 5ΧΧΧ ΜΕ ΠΡΟΣΘΗΚΕΣ Sc & Zr

Transcript

1 ΘΕΩΡΗΤΙΚΗ ΜΕΛΕΤΗ ΑΝΑΠΤΥΞΗΣ ΝΕΩΝ ΚΡΑΜΑΤΩΝ Al ΥΨΗΛΗΣ ΑΝΤΟΧΗΣ ΤΗΣ ΣΕΙΡΑΣ 5ΧΧΧ ΜΕ ΠΡΟΣΘΗΚΕΣ Sc & Zr Σ.Ν. ΣΑΜΑΡΑΣ, Α.Ι. ΚΑΤΣΑΜΑΣ και Γ.Ν. ΧΑΪΔΕΜΕΝΟΠΟΥΛΟΣ Εργαστήριο Υλικών, Τμήμα Μηχανολόγων Μηχανικών Βιομηχανίας, Πανεπιστήμιο Θεσσαλίας, Πεδίον Άρεως, 38334, Βόλος ΠΕΡΙΛΗΨΗ : Στην παρούσα εργασία μελετάται η επίδραση των κραματικών στοιχείων Sc & Zr στα ελατά κράματα αλουμινίου της σειράς 5ΧΧΧ. Οι προσθήκες Sc & Zr αυξάνουν σημαντικά το όριο ροής του υλικού λόγω σχηματισμού ενδομεταλλικών φάσεων οι οποίες συμβάλλουν, στην εκλέπτυνση της χυτής μικροδομής, στην παρεμπόδιση της ανακρυστάλλωσης κατά την έλαση και στην ισχυροποίηση του υλικού λόγω καθίζησης. Συνεπώς μελετήθηκε θεωρητικά η επίδραση των λειτουργικών συνθηκών και της συγκέντρωσης κατά τη χύτευση και τις κατεργασίες ομογενοποίησης και ανόπτησης. Τα αποτελέσματα συγκρίθηκαν με δεδομένα από την ανοιχτή βιβλιογραφία, από τα οποία μπορούμε να συμπεράνουμε ότι οι προσομοιώσεις περιγράφουν ικανοποιητικά τους μετασχηματισμούς που λαμβάνουν χώρα και μπορούν να χρησιμοποιηθούν για τον σχεδιασμό της γραμμής παραγωγής κραμάτων Al-Mg-Sc-Zr. Λέξεις-Κλειδιά : Καθίζηση, Ανακρυστάλλωση, Εκλέπτυνση, Θερμή Έλαση 1. ΕΙΣΑΓΩΓΗ Τα ελατά κράματα Al της σειράς 5xxx (σύστημα Al Mg) χρησιμοποιούνται ευρέως στις κατασκευές, λόγω της καλής συγκολλησιμότητας, της άριστης αντοχής σε διάβρωση και της ολκιμότητάς τους. Ωστόσο, ακόμη και τα κράματα υψηλής περιεκτικότητας σε Mg δεν παρουσιάζουν ικανοποιητική μηχανική αντοχή καθώς δεν επιδέχονται θερμική κατεργασία (non heat treatable) και ισχυροποιούνται κυρίως μέσω της ισχυροποίησης στερεού διαλύματος που παρέχει το Mg. Οι διάφορες δευτερεύουσες φάσεις που διαμορφώνονται στο σύστημα, όπως οι Al 3 Mg 2, Al 12 Si(Fe,Μn,Cr) 2 και Al 18 Mg 3 Cr 2, δεν συμβάλλουν σημαντικά στην αύξηση του ορίου διαρροής. Ιδιαίτερα στα προϊόντα θερμής ελάσεως, όπου η συμβολή της εργοσκλήρυνσης είναι ελάχιστη, απαιτείται πρόσθετη κραμάτωση προκειμένου να βελτιωθεί η αντοχή των προϊόντων. Η παρούσα εργασία αφορά τη θεωρητική διερεύνηση της δυνατότητας περαιτέρω ισχυροποίησης των κραμάτων Al Mg θερμής ελάσεως, μέσω πρόσθετης κραμάτωσης με τα στοιχεία σκάνδιο (Sc) και ζιρκόνιο (Zr). Οι προσθήκες Sc και Zr θεωρείται ότι ισχυροποιούν τα κράματα Al Mg θερμής ελάσεως μέσω των παρακάτω τριών κύριων μηχανισμών [1], Εκλέπτυνση της χυτής μικροδομής λόγω σχηματισμού σωματιδίων Al 3 Sc, Zr Al 3 κατευθείαν από την υγρή φάση τα οποία δρουν ως πυρήνες ανάπτυξης των κόκκων αλουμινίου. Παρεμπόδιση της ανακρυστάλλωσης κατά τη διάρκεια της ανόπτησης και θερμής έλασης του υλικού, λόγω σχηματισμού σωματιδίων Al 3 Sc, Al 3 Zr στα όρια τα κόκκων τα οποία παρεμποδίζουν την πυρήνωση και ανάπτυξη νέων κόκκων. 1

2 Ισχυροποίηση με καθίζηση δευτερογενών σωματιδίων της φάσης Al 3 Sc. Η ταυτόχρονη προσθήκη Zr ενισχύει την αντίσταση σε διεύρυνση λόγω σχηματισμού σωματιδίων της ( ) φάσης Al Sc [2]. 3 Zr 1 x x Στην παρούσα εργασία θεωρήθηκε η βασική χημική σύσταση του κράματος 5086 και εξετάσθηκε η επίδραση της προσθήκης των κραματικών στοιχείων Sc & Zr στην μικροδομή του υλικού κατά την χύτευση, ομογενοποίηση και ανόπτηση μετά την έλαση του κράματος. Οι συστάσεις Sc & Zr που εξετάσθηκαν ήταν στο εύρος wt.% και wt.% αντίστοιχα. Πραγματοποιήθηκαν υπολογιστικές προσομοιώσεις στερεοποίησης των δοκιμαστικών κραμάτων, με χρήση του μοντέλου στερεοποίησης Scheil. Από τις προσομοιώσεις καθορίστηκε η επίδραση των προσθηκών Sc και Zr στο εύρος και την πορεία στερεοποίησης, καθώς και στη σύνθεση της τελικής χυτής (as cast) μικροδομής. Στη συνέχεια, διερευνήθηκε η εξέλιξη της χυτής μικροδομής κατά τη διάρκεια της ομογενοποίησης και θερμής έλασης. Για το σκοπό αυτό πραγματοποιήθηκαν υπολογισμοί θερμοδυναμικής ισορροπίας για να καθοριστεί η επίδραση των προσθηκών Sc και Zr στα ποσοστά, την χημική σύνθεση, το θερμοκρασιακό εύρος σταθερότητας και την στερεά διαλυτότητα των διαφόρων φάσεων που εμφανίζονται στη μικροδομή των κραμάτων. Τέλος, για να εκτιμηθεί ποσοτικά η αναμενόμενη αύξηση της αντοχής των δοκιμαστικών κραμάτων, εφαρμόσθηκε μικρομηχανικό μοντέλο που λαμβάνει υπόψη τη συνεισφορά των επιμέρους μηχανισμών ισχυροποίησης που δρουν στη μικροδομή. Τα αποτελέσματα των υπολογισμών του μικρομηχανικού μοντέλου έδειξαν ότι πράγματι οι προσθήκες Sc και Zr που εξετάσθηκαν επιφέρουν σημαντική ισχυροποίηση στα δοκιμαστικά κράματα. 2. ΠΡΟΣΟΜΟΙΩΣΗ ΤΗΣ ΣΤΕΡΕΟΠΟΙΗΣΗΣ Στην παρούσα εργασία πραγματοποιήθηκαν προσομοιώσεις στερεοποίησης Scheil για το βασικό κράμα 5086 και για τα δοκιμαστικά κράματα με προσθήκη Sc και Zr στο βασικό κράμα χρησιμοποιώντας θερμοδυναμικά δεδομένα από τη βιβλιογραφία [3]. weight fraction of Mg in fcc % Sc, 0.08% Zr 0.4% Sc, 0.15% Zr % Sc, 0.15% Zr mole fraction fcc Σχήμα 1 : Μικροδιαφορισμός Προφίλ Συγκέντρωσης Mg weight fraction of Sc in fcc %Sc, 0.15%Zr 0.4%Sc, 0.08%Zr 0.4%Sc, 0.15%Zr mole fraction fcc Σχήμα 2 : Μικροδιαφορισμός Προφίλ Συγκέντρωσης Sc 2

3 Οι χημικές συστάσεις που μελετήθηκαν είναι %κβ Si, %κβ Mn, %κβ Mg, %κβ Cr, %κβ Sc, %κβ Zr. Το εύρος στερεοποίησης του μελετώμενου κράματος είναι υψηλότερο από το κράμα 5086, με τη θερμοκρασία liquidus να είναι κατά 49 o C υψηλότερη (688 o C-639 o C). Η πρώτη φάση που στερεοποιείται είναι η Al 3 Zr στη περιοχή (688 o C-637 o C) παρέχοντας θέσεις ετερογενούς πυρήνωσης για τη μητρική φάση fcc της οποίας η στερεοποίηση ξεκινά στους 637 o C. Αντιθέτως, η φάση Al 3 Sc αρχίζει να στερεοποιείται στους 604 o C, όταν έχουν στερεοποιηθεί περίπου τα ¾ της μητρικής φάσης και δεν συντελεί στην εκλέπτυνση της χυτής μικροδομής του κράματος. weight fraction of Sc & Zr in fcc %Sc, 0.15Zr 0.4%Sc, 0.08%Zr 0.4%Sc, 0.15%Zr mole fraction fcc Σχήμα 3 : Μικροδιαφορισμός Προφίλ Συγκέντρωσης Zr Ο μικροδιαφορισμός του Mg δίνεται στο σχήμα 1 όπου η συγκέντρωση του αυξάνεται προοδευτικά με την πορεία στερεοποίησης. Ο μικροδιαφορισμός του Sc φαίνεται στο σχήμα 2. Σε μικρές συγκεντρώσεις Sc, αυξάνεται μέχρι το σημείο στερεοποίησης της Al 3 Sc όπου αρχίζει να μειώνεται λόγω εξάντλησης του Sc στην υγρή φάση από την Al 3 Sc. Σε υψηλότερες συγκεντρώσεις όπου η Al 3 Sc αρχίζει να στερεοποιείται πριν την μητρική φάση η συγκέντρωση του Sc στη φάση του αλουμινίου μειώνεται συνεχώς. Παρόμοια συμπεριφορά (σχήμα 3) παρατηρείται και για τον μικροδιαφορισμό του Zr όπου η Al 3 Zr στερεοποιείται πριν την μητρική φάση. 3. ΕΠΙΔΡΑΣΗ ΤΗΣ ΚΡΑΜΑΤΩΣΗΣ ΣΤΗΝ ΜΙΚΡΟΔΟΜΗ - ΟΜΟΓΕΝΟΠΟΙΗΣΗ Η χυτή μικροδομή του υλικού παρουσιάζει χαμηλή απόκριση σε επόμενες κατεργασίες έλασης λόγω διάφορων ανομοιογενειών όπως ο μικροδιαφορισμός και η παρουσία ευτηκτικών φάσεων στα όρια των κόκκων, οι οποίες μπορούν να εξαλειφθούν μερικά ή ολικά μέσω της θερμικής κατεργασίας ομογενοποίησης. Η διαδικασία αναθέρμανσης που ακολουθείται στη βιομηχανική πρακτική για κράματα της σειράς 5xxx είναι η σταδιακή αύξηση της θερμοκρασίας και στη συνέχεια η παραμονή της στους 500 o C. Με σκοπό την διερεύνηση της διεργασίας, αναπτύχθηκε ένα κινητικό μοντέλο προσομοίωσης της ομογενοποίησης [4], το οποίο επιλύθηκε με χρήση του λογισμικού υπολογιστικής κινητικής κραμάτων DICTRA. Για τον πλήρη ορισμό του μοντέλου προσομοίωσης της χρονικής εξέλιξης της μικροδομής απαιτούνται τα παρακάτω δεδομένα : 3

4 Τα αρχικά προφίλ συγκεντρώσεων των κραματικών στοιχείων και τα ποσοστά κατά όγκο των δευτερευουσών φάσεων, όπως αυτά δίνονται από τους υπολογισμούς κατά Scheil. Το μέσο μέγεθος των δενδριτών και ο θερμικός κύκλος στον οποίο υποβάλλεται το υλικό. Από την επίλυση του μοντέλου μπορούν να υπολογιστούν, η χρονική εξέλιξη των προφίλ των κραματικών στοιχείων και των διεσπαρμένων φάσεων και η μεταβολή του κατά όγκο κλάσματος των διεσπαρμένων φάσεων με το χρόνο. Στο σχήμα 4 δίνεται η χρονική εξέλιξη του προφίλ συγκέντρωσης του Mg μέσα στη μητρική φάση κατά την αναθέρμανση της χυτής μικροδομής, όπου φαίνεται ότι σε 13.5 hrs έχουμε πλήρη ομογενοποίηση του Mg. Στο σχήμα 5 φαίνεται η μεταβολή της φάσης β-almg, που βρίσκεται διασπαρμένη μέσα στη μητρική φάση, σε διάφορες θέσεις από την αρχή του δενδρίτη, όπου φαίνεται ότι το μεγαλύτερο ποσοστό της β-almg έχει σχηματισθεί κοντά στο άκρο του δενδρίτη, δηλαδή στο τμήμα της μητρικής φάσης που στερεοποιήθηκε τελευταίο. Κατά την αναθέρμανση του χυτού, η φάση β-almg διαλυτοποιείται σταδιακά σε ένα διάστημα περίπου 9.5 hrs. Σχήμα 4 : Ομογενοποίηση του Mg στη μητρική φάση κατά την αναθέρμανση του υλικού. Σχήμα 5 : Διαλυτοποίηση της φάσης β- AlMg σε διάφορες αποστάσεις από την αρχή ενός δενδρίτη της μητρικής φάσης. 4. ΠΡΟΣΟΜΟΙΩΣΗ ΤΗΣ ΙΣΧΥΡΟΠΟΙΗΣΗΣ ΜΕ ΚΑΘΙΖΗΣΗ Μετά το στάδιο της έλασης ακολουθεί η ανόπτηση του υλικού, η οποία έχει ως στόχο για τα κράματα της σειράς 5ΧΧΧ την σταθεροποίηση της μικροδομής και την αύξηση της ολκιμότητας. Στην περίπτωση, όπου έχει γίνει πρόσθετη κραμάτωση με τα στοιχεία Sc & Zr, καθιζάνουν οι φάσεις Al 3 Sc & Al 3 Zr οι οποίες συντελούν στην ισχυροποίηση με καθίζηση των κραμάτων. Οι βασικότεροι μηχανισμοί ισχυροποιήσεως είναι η πλεγματική αντίσταση, η εργοσκλήρυνση, η ισχυροποίηση στερεού διαλύματος, ισχυροποίηση από σύνορα κόκκων και ισχυροποίηση από καθίζηση [5]. Εφαρμόζοντας ένα μοντέλο πρόβλεψης των μηχανικών ιδιοτήτων μπορούμε να συσχετίσουμε την μικροδομή με το όριο ροής των κραμάτων. Λεπτομέρειες για την ανάπτυξη του μοντέλου μπορούν να βρεθούν στην βιβλιογραφία [6]. 4

5 Για τον έλεγχο του μοντέλου, οι προβλέψεις του συγκρίνονται, στα Σχ.6-9, με πειραματικά δεδομένα μικροδομής, ορίου ροής & μικροσκληρότητας από την ανοιχτή βιβλιογραφία, τα οποία αφορούν γήρανση διμερών κραμάτων Al-Sc με σύσταση % κ.β. [7,8]. Mean Radius Al 3 Sc Particles (nm) T=300 o C T=350 o C T=400 o C T=450 o C time (s) Σχήμα 6 : Χρονική εξέλιξη της μέσης ακτίναςσχήμα 7 : Χρονική Εξέλιξη του ορίου ροής των σωματιδίων (nm) για διάφορεςγια διάφορες συγκεντρώσεις Sc και θερμοκρασίες γήρανσης. θερμοκρασία γήρανσης 300 C. Yield Strength (MPa) T=300 o C 0.1 % wt Sc 0.2 % wt Sc 0.3 % wt Sc time (s) Για την εφαρμογή του μοντέλου στο κραματικό σύστημα Al-Mg-Sc-Zr [9] προστέθηκε η επίδραση των στοιχείων Mg και Zr. Το Mg σχηματίζει την φάση β-almg, η οποία δεν συνεισφέρει στην ισχυροποίηση με καθίζηση, το Mg προσφέρει μόνο ισχυροποίηση στερεού διαλύματος. Η πρόσθεση Zr στο κραματικό σύστημα Al-Sc τροποποιεί την κινητική του μετασχηματισμού δημιουργώντας τη φάση Al Sc. Για την 3 ( 1 x ) προσομοίωση της χρονικής εξέλιξης του ορίου ροής στο σύστημα Al-Mg-Sc-Zr, λόγω έλλειψης θερμοδυναμικών δεδομένων στην ανοιχτή βιβλιογραφία για τη φάση Al ( Sc ), θεωρήθηκε η καθίζηση δύο ξεχωριστών φάσεων των Sc & Zr των οποίων οι συνεισφορές αθροίζονται και στη συνέχεια προστέθηκε η ισχυροποίηση στερεού διαλύματος του Mg. Al 3 Al 3 xzr 3 1 xzr x Yield Strength (MPa) Al-5.8Mg-0.25Sc-0.1Zr measured calculated Σχήμα 8 : Επίδραση της θερμοκρασίας ανόπτησης (χρόνος ανόπτησης 1hr) στις μηχανικές ιδιότητες εν ψυχρώ ελασμένων φύλλων πάχους 1.5 mm T( o C) 5

6 5. ΣΥΜΠΕΡΑΣΜΑΤΑ Από την ανάλυση των αποτελεσμάτων των προσομοιώσεων μπορούν να διατυπωθούν τα παρακάτω συμπεράσματα : Οι προσθήκες Sc και Zr δεν επηρεάζουν τα ποσοτικά χαρακτηριστικά των κυρίων δευτερευουσών φάσεων (β-almg) του κράματος 5086 και οδηγούν σε μικρή αύξηση της στερεάς διαλυτότητας του Mg. Στα κράματα με περιεκτικότητα 0.40%κβ Sc η φάση Al 3 Sc είναι θερμοδυναμικά σταθερή έως τους 641 ο C, ενώ στα κράματα με 0.08%κβ Zr η φάση Al 3 Zr είναι θερμοδυναμικά σταθερή έως τους 687 o C. Οι προσθήκες Sc και Zr αυξάνουν σημαντικά το εύρος στερεοποίησης του υλικού. Η στερεοποίηση των φάσεων Al 3 Zr & Al 3 Sc αρχίζει πριν την έναρξη στερεοποίησης της μητρικής φάσης του αλουμινίου (fcc-al) συμβάλλοντας στην εκλέπτυνση της χυτής μικροδομής. Η ομογενοποίηση του Mg επιτυγχάνεται σε διάστημα 13.5 hrs και η φάση β-almg διαλυτοποιείται πλήρως σε διάστημα 9.5 hrs. Η προσθήκη Sc στα κράματα Al-Mg αυξάνει σημαντικά το όριο ροής λόγω σχηματισμού της φάσης Al 3 Sc. Η προσθήκη Zr στα κράματα Al-Mg δεν αυξάνει σημαντικά το όριο ροής και στα κράματα Al-Mg-Sc μειώνει το ρυθμό διεύρυνσης αυξάνοντας το όριο ροής του υλικού. ΕΥΧΑΡΙΣΤΙΕΣ Η παρούσα εργασία πραγματοποιήθηκε στα πλαίσια του Ερευνητικού Προγράμματος ΠΑΒΕ (05ΠΑΒ81) Ανάπτυξη νέων ελατών κραμάτων αλουμινίου υψηλής αντοχής, το οποίο χρηματοδοτείται μερικώς από την ΓΓΕΤ και στο οποίο συμμετείχαν η ΕΛΒΑΛ Α.Ε., η ΕΛΚΕΜΕ. Α.Ε. και το Εργαστήριο Υλικών του Πανεπιστημίου Θεσσαλίας. ΒΙΒΛΙΟΓΡΑΦΙΑ 1. V.G. Davydov, T.D. Rostova, V.V. Zakharov, Yu.A. Filatov, V.I. Yelagin, Materials Science and Engineering A, 2000, vol.280, pp C.B., Fuller, J.L. Murray, D.N. Seidman, Acta Materialia, 2005, vol.53, pp G. Cacciamani, P. Riani, G. Borzone, N. Parodi, A. Saccone, R. Ferro, A. Pisch and R. Schmid-Fetzer, Intermetallics, 1999, vol.7, pp S.N. Samaras, G.N. Haidemenopoulos, Journal of Materials Processing Technology, 2007, vol.194, pp Γ.Ν. Χαϊδεμενόπουλος, Φυσική Μεταλλουργία, Εκδόσεις Τζιόλα, Σ.Ν.Σαμαράς, Γ.Ν.Χαϊδεμενόπουλος, 2 ο Πανελλήνιο Συνέδριο Μεταλλικών Υλικών, Νοεμβρίου 2004, Ε.Μ.Π., Αθήνα. 7. E. A. Marquis, D. N. Seidman, Acta materialia, 2001, vol.49, pp D.N. Seidman, Emmanuelle A. Marquis, David C. Dunand, Acta Materialia, 2002, vol.50, pp Yu.A. Filatov, V.I. Yelagin, V.V. Zakharov, Materials Science and Engineering A, 2000, vol.280, pp