Investigación sobre la tendencia al agrietamiento en caliente de piezas fundidas a presión de aleaciones de aluminio de alta resistencia

La tendencia al agrietamiento en caliente (HTS) de las piezas fundidas a presión reológicas semisólidas de aleación Al-Zn-Mg-Cu se evaluó mediante el método de evaluación semicuantitativa de la tendencia al agrietamiento en caliente. Distribución de agujeros en sección transversal. Los resultados muestran que cuando la presión específica de sobrealimentación es de 67-94 MPa, la tendencia al agrietamiento en caliente de la aleación primero disminuye y luego aumenta con el aumento de la presión específica de sobrealimentación. Cuando la presión específica de sobrealimentación es de 87 MPa, el coeficiente de tendencia al agrietamiento en caliente es el más pequeño: 15. Cuando continúa aumentando a 94 MPa, la tendencia al agrietamiento en caliente es la más alta y el valor HTS es 27. La cavidad interna de la muestra tiene la influencia más severa sobre la grieta caliente, que es el origen del inicio de la grieta caliente. La separación intergranular provocada por una solidificación y alimentación insuficiente de la aleación es la principal causa de la generación de poros. Aumentar la presión específica de sobrealimentación puede reducir eficazmente la porosidad de la pieza fundida, pero una presión específica de sobrealimentación demasiado alta formará una fuerza de impacto sobre la pieza fundida que se solidifica, haciendo que las piezas fundidas se agrieten y exacerben las tendencias al agrietamiento en caliente.

Las aleaciones de aluminio de alta resistencia Al-Zn-Mg-Cu se utilizan ampliamente en la industria aeroespacial, el transporte y otros campos debido a sus excelentes propiedades. El agrietamiento, que a menudo produce un bajo rendimiento, limita su rango de aplicación. La tecnología de fundición a presión reológica tiene las características de estructura uniforme y pequeña, casi esférica, no es fácil arrastrar aire durante el llenado, pequeña contracción por solidificación y control de alimentación a alta presión, etc. Por lo tanto, comprender el mecanismo de agrietamiento en caliente en el proceso de fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu y ajustar los parámetros del proceso para controlar eficazmente la generación de defectos como el agrietamiento en caliente y los agujeros es la clave para realizar la fundición de piezas de aleación de aluminio de alta resistencia y aplicaciones a gran escala. Lo esencial. La generación de defectos por agrietamiento en caliente está estrechamente relacionada con los agujeros. En la fundición a presión reológica, los agujeros suelen ser causados principalmente por cavidades de contracción. Aunque un gran número de investigadores han realizado una serie de estudios sobre el mecanismo y los factores que influyen en el agrietamiento en caliente, hay pocos informes sobre la tendencia al agrietamiento en caliente de las aleaciones de Al-Zn-Mg-Cu durante la fundición a presión reológica. Este tema está orientado a explorar la tendencia al agrietamiento en caliente de aleaciones de aluminio de alta resistencia Al-Zn-Mg-Cu fundidas a presión reológicas, y adopta un método de evaluación semicuantitativo del agrietamiento en caliente para analizar la estructura de fractura y la morfología microscópica de las muestras agrietadas en caliente. Se estudió el efecto de la presión específica de sobrealimentación sobre la tendencia al agrietamiento en caliente.

1 Materiales y métodos de prueba

El material utilizado en esta prueba es una aleación de Al-Zn-Mg-Cu y su composición química se muestra en la Tabla 1.

Tabla 1 Composición química de la aleación Al-Zn-Mg-Cu utilizada en el experimento wb/%

En el experimento, la materia prima de aleación Al-Zn-Mg-Cu se fundió a 720℃ en un horno de resistencia, se mantuvo durante 30 minutos para eliminar la herencia de la carga y la masa fundida se refinó continuamente con gas argón durante aproximadamente 10 minutos y luego se dejó reposar después de la desgasificación y la eliminación de escoria. Luego, la suspensión en el horno de resistencia se transfirió al horno de agitación electromagnética con temperatura controlada EMS-05SM y se introdujo nuevamente argón durante aproximadamente 5 minutos para desgasificar. Cuando la masa fundida se enfrió a 640 ° C, se inició inmediatamente la agitación electromagnética. La potencia de agitación se fijó en 3 kW y la frecuencia de agitación fue constante a 20 Hz. Durante la agitación electromagnética, la temperatura de la suspensión metálica se controló con un termopar tipo K a tiempo y la suspensión semisólida deseada se preparó para fundición a presión reológica cuando la suspensión se enfrió a 630 °C.

Las piezas fundidas se fundieron a presión bajo diferentes relaciones de presión y se obtuvieron 20 muestras de evaluación de agrietamiento en caliente para evaluar la tendencia al agrietamiento en caliente, como se muestra en la Figura 1. La muestra consta de 3 partes: sección de sujeción, sección de transición y sección paralela. Se estudia la tendencia al agrietamiento en caliente de piezas fundidas a presión de aleación Al-Zn-Mg-Cu mediante el método de evaluación semicuantitativa de la tendencia al agrietamiento en caliente. Este método considera principalmente dos factores: el grado de grietas generadas por el agrietamiento en caliente y el número de tiras de agrietamiento en caliente. Al mismo tiempo, cada factor se divide en diferentes. La tendencia al agrietamiento en caliente se evalúa exhaustivamente por grado y el método de cálculo es el siguiente:

Donde HTS es el coeficiente de tendencia al agrietamiento en caliente; es el factor de influencia del grado de agrietamiento térmico（=3, fractura;=2, medio roto; =1, microfisuras superficiales;=0, sin grietas); n es el número de grietas.

Fig.1 Diagrama esquemático de fundición a presión y tamaño de la muestra de evaluación de grietas en caliente

Después de preparar las muestras para evaluar la tendencia al agrietamiento en caliente, observe el grado y la cantidad de agrietamiento en caliente de las muestras bajo un microscopio óptico de baja potencia y dibuje un gráfico de la relación entre los resultados. La microestructura de la muestra se observó utilizando un microscopio óptico y un microscopio electrónico de barrido equipado con EDS. Para las estadísticas de poros, las muestras se seccionaron mediante corte de alambre a lo largo del eje de la muestra, y el diámetro equivalente y el factor de forma de los poros se analizaron estadísticamente mediante el software Image J. El diámetro equivalente D, el factor de forma F y la porosidad P se definen de la siguiente manera:

En la fórmula, A es el área promedio de un solo orificio, μm2; P es el perímetro promedio de un solo orificio, μm; SH es el área total de los orificios en la sección cortada de la muestra agrietada en caliente, μm2; S es el área de la sección transversal estadística, μm2.

2 Resultados de las pruebas y discusión

2.1 Tendencia al agrietamiento en caliente

Nota: NHT es el número de grietas calientes y PHT es la probabilidad de grietas calientes.

La Tabla 2 muestra la distribución de grietas en caliente y los resultados estadísticos de muestras de fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu bajo diferentes relaciones de presión. Se puede observar que bajo diferentes presiones de relación de refuerzo, el agrietamiento térmico de la muestra se produce principalmente en forma de fractura. La fractura se produjo principalmente en la sección de transición y en la sección paralela de la muestra, y no se produjo ningún comportamiento de fractura en la sección de sujeción. Hay poca diferencia en el número de fracturas en las dos regiones bajo diferentes relaciones de presión, y el número de fracturas en la sección paralela es ligeramente mayor que en la sección de transición. Los resultados de la muestra de evaluación de agrietamiento en caliente se convirtieron estadísticamente en el valor de tendencia de agrietamiento en caliente HTS, y los resultados se muestran en la Figura 2. Se puede observar que con el aumento de la presión específica de sobrealimentación, el valor de tendencia al agrietamiento en caliente HTS de la muestra de fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu primero disminuye y luego aumenta. Cuando la presión específica de sobrealimentación es de 87 MPa, la HTS mínima es de 15, y cuando la presión específica de sobrealimentación se incrementa a 94 MPa, la HTS es de 27 como máximo, que tiene la tendencia más grave al agrietamiento en caliente.

Fig. 2 Relación entre la presión específica de sobrealimentación y el coeficiente de tendencia al agrietamiento en caliente

Fig.3 Ubicaciones de distribución típicas del comportamiento de fractura de la muestra

La figura 3 muestra el área de distribución típica donde ocurren las fracturas. El área A es la intersección de la sección paralela y la sección de transición que se aleja del ingate, el área B es el medio de la sección paralela y el área C es la intersección de la sección paralela y la sección de transición cerca del ingate. Después de las estadísticas, se encuentra que cuando la presión específica de sobrealimentación es mayor a 81 MPa, habrá una gran cantidad de fracturas en el área C, y cuando la presión específica de sobrealimentación es menor a 81 MPa, las fracturas se concentran en las áreas A y B.

2.2 Morfología de la fractura

Fig. 4 Morfologías típicas de fracturas de muestras bajo diferentes relaciones de presión:

（a）67 MPa;（b）74 MPa;（c）81 MPa;（d）87 MPa;（e）94 MPa

La Figura 4 muestra las morfologías de fractura en caliente de muestras de aleación de Al-Zn-Mg-Cu preparadas mediante fundición a presión reológica con diferentes relaciones de refuerzo. Se puede observar que la superficie de fractura de las muestras tiene una distribución de defectos en la cavidad de contracción y la planitud de la sección no es alta. Con el aumento de la presión específica de sobrealimentación, el poro de contracción se expande gradualmente hacia afuera desde el centro de la muestra y el tamaño del poro de contracción cambia significativamente. Cuando la presión específica es inferior a 81 MPa, existen grandes orificios de contracción en la zona central de la fractura. En la zona central de la fractura ya no se observa claramente la existencia de porosidad tisular y se reduce aún más el tamaño de la cavidad de contracción. Además, en todas las áreas del borde de la fractura, se puede observar que hay áreas de sección transversal relativamente planas y la estructura es relativamente uniforme y densa.

Fig.5 Diagrama esquemático de la posición de muestreo de la sección de fractura térmica de la muestra

Fig.6 Morfología de la región del núcleo de fractura de la muestra reológica de fundición a presión de Al-Zn-Mg-Cu:

（a）67 MPa;（b）74 MPa;（c）81 MPa;（d）87 MPa;（e）94 MPa

Fig.7 Imagen de gran aumento de partículas en la superficie de fractura y resultados de EDS

Imagen de alto aumento de la cola de fractura (a) y su resultado EDS (b); imagen de alto aumento del precipitado (c) y su resultado EDS (d)

La figura 5 es un diagrama esquemático del muestreo del diámetro de la fractura. En la Figura 6 se muestra la observación microscópica de la microestructura del área central donde el diámetro de la fractura es de aproximadamente 0R. Los granos primarios de α-Al están relativamente completos bajo diferentes relaciones de sobrealimentación, lo que indica que el agrietamiento en caliente es un borde frágil típico en esta área. Características de la fractura de cristales. Al mismo tiempo, hay partículas irregulares en la fractura. Después de su identificación, se puede dividir en dos tipos: punta de cola fracturada en forma de racimo y tejido de precipitación en forma de lámina. La figura 7 muestra las imágenes de alto aumento de dos partículas irregulares y los resultados de su prueba EDS. Se puede ver en la Figura 7a que la cola de fractura se genera principalmente en el límite de grano donde se encuentran múltiples granos. La teoría de la formación exitosa de grietas cree que la nucleación de grietas generalmente ocurre en el área de convergencia de la fase líquida donde se cruzan los granos de la fase sólida. La segregación de los componentes límite provoca el cambio del ángulo bilateral de la fase líquida en el área de convergencia. Cuanto menor sea el ángulo bilateral del líquido, más fácil será la formación de grietas. También se puede observar en los resultados de la prueba EDS que la segregación de Zn, Mg y Cu en la cola de fractura es muy grave y la fracción de masa de Zn alcanza incluso el 18,78%. En la aleación Al-Zn-Mg-Cu, la tendencia al agrietamiento en caliente de la aleación es casi la misma que la de la aleación. El contenido de Zn es proporcional. La figura 7c es una vista de gran aumento de los precipitados en forma de tira, que se forman por la agregación de varias estructuras en forma de tira y rara vez se distribuyen en la superficie de la fractura. Del análisis EDS se desprende que el contenido de Fe de la estructura de precipitación sigue siendo mayor que el de la matriz (Tabla 1). El elemento Fe puede formar muchas fases en aleaciones de aluminio, como compuestos intermetálicos como Al6Fe, Al3Fe, Al7Cu2Fe, etc. Estas fases existen principalmente como fases insolubles o frágiles insolubles. Cuando el contenido de elemento Fe en la aleación de aluminio alcanza más del 0,3%, se formará una fase gruesa que contiene hierro en forma de aguja, que es relativamente frágil y divide severamente la matriz, y la fuerza de unión con la matriz es baja y es fácil de despegar.

La Figura 8 muestra la microestructura de la región del borde con un diámetro de fractura de aproximadamente 1,0 R, y hay una gran cantidad de hoyuelos en el borde de fractura de la fundición a presión bajo diferentes relaciones de presión. Macroscópicamente, la fractura de la muestra de fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu se caracteriza por una fractura frágil y también puede haber deformación plástica en el área local, que se manifiesta como hoyuelos. La forma de la fractura puede juzgarse como fractura de agregado de microporos, que es una fractura dúctil. Se manifiesta como fractura microporosa frágil macroscópica. Este tipo de fractura generalmente ocurre cuando la muestra de grieta de material de alta resistencia se estira a temperatura ambiente y la tenacidad del material es insuficiente cuando la grieta se propaga. La microestructura es pequeña y uniformemente distribuida. agujero. La figura 9 es una topografía microscópica de alto aumento del hoyuelo, en la que el diámetro del hoyuelo más grande puede alcanzar más de 28 μm, y se pueden ver grietas y precipitados en la parte inferior del hoyuelo.

Fig.8 Morfología de la región del borde de fractura de la muestra reológica de fundición a presión de Al-Zn-Mg-Cu:

（a）67 MPa;（b）74 MPa;（c）81 MPa;（d）87 MPa;（e）94 MPa

Fig. 9 Morfología microscópica de los hoyuelos

La grieta caliente es una fractura macroscópicamente frágil (Fig. 4), pero aparecen deformaciones plásticas y hoyuelos cerca del borde de la fractura de la muestra (Fig. 8). Por lo tanto, la fractura de la fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu se divide en tres etapas, como se muestra en la Figura 10: La etapa I se encuentra en la región central de la muestra, que también es la ubicación principal de la fuente de grietas, mostrando características de fractura frágil. Su formación se ve afectada principalmente por una alimentación insuficiente en el núcleo de la muestra, especialmente cuando la presión específica de sobrealimentación es pequeña, se forman grandes cavidades de contracción que conducen a la formación y expansión de fuentes de grietas; La etapa II es una combinación de fracturas frágiles y dúctiles, y esta región es la etapa de transición de la fractura; La etapa III es la etapa de fractura dúctil Esta área está cerca de la superficie de la muestra, la estructura del grano es fina y uniforme, y tiene mejor tenacidad, por lo que aparecen hoyuelos en la superficie de la fractura. Esta etapa es también la última etapa de la fractura, que debe ser una fractura instantánea cuando se alcanza el valor crítico. La fuerza de unión de los límites de grano es el principal factor que afecta la propagación de grietas, y la fase rica en Fe precipitada debilitará los límites de grano, promoverá la propagación de grietas y aumentará la posibilidad de agrietamiento en caliente.

Fig.10 Diagrama esquemático de la etapa de fractura de la fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu

2.3 Porosidad

Fig.11 Morfologías macroscópicas de secciones transversales de muestras de fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu con diferentes relaciones de refuerzo

La Figura 11 muestra la morfología macroscópica típica de muestras de evaluación de grietas en caliente de fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu después del corte bajo diferentes relaciones de presión. Bajo diferentes presiones de relación de sobrealimentación, hay agujeros visibles en la sección transversal de la muestra. El número y tamaño de los orificios disminuyen gradualmente con la dirección de aproximación al ingate en su conjunto, y con el aumento de la presión de la relación de sobrealimentación, el perfil de los defectos de menor vacío. En la posición de fractura de la muestra se pueden observar defectos en los orificios. A 67 y 74 MPa, se pueden ver agujeros grandes en el área de fractura, y la grieta en la fractura tiene forma de "V"; cuando la presión específica de sobrealimentación es mayor a 74 MPa, el agujero en la fractura es más pequeño y la grieta en la fractura es más recta, por lo que se puede predecir que el agujero es el factor más importante que conduce al agrietamiento térmico. Además, se puede observar que la fractura ocurre principalmente en la región del segmento paralelo, y aunque el segmento de sujeción tiene orificios de mayor tamaño, no se produce ninguna fractura. Esto se debe principalmente al menor diámetro de la sección paralela. La existencia de defectos en los orificios reducirá el área efectiva de apoyo de tensión de contracción y deformación cuando la pieza fundida se solidifique, lo que tiene más probabilidades de provocar la formación de grietas.

La Figura 12 muestra los resultados estadísticos de la porosidad de la sección transversal de muestras de fractura reológica por fundición a presión de aleación Al-Zn-Mg-Cu bajo diversas relaciones de presión. La porosidad disminuye gradualmente a medida que aumenta la relación de refuerzo. Cuando la presión específica de sobrealimentación es de 67 MPa, la porosidad es mayor, que es del 7,6%. Cuando la presión específica de sobrealimentación es de 94 MPa, la porosidad es del 2,2% y la porosidad disminuye aproximadamente un 71,1%. Sin embargo, al comparar los valores de HTS de los dos, se puede ver que el valor de HTS es mayor que el de 67 MPa cuando la presión específica de sobrealimentación es de 94 MPa, lo que indica que cuando la presión específica aumenta hasta cierto punto, la porosidad no es el factor más influyente para el agrietamiento térmico. El valor HTS de la muestra de fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu es el más bajo cuando la presión específica de sobrealimentación es de 87 MPa, que es 15, y la porosidad en este momento es del 2,6%, que es diferente de cuando la presión específica de sobrealimentación es de 94 MPa. La porosidad es sólo inferior al 0,4%, pero el valor HTS es 27 cuando la presión específica de sobrealimentación es de 94 MPa, que es un 80% mayor que la de 87 MPa.

Fig.12 Estadísticas de porosidad de piezas fundidas a presión reológicas de aleación Al-Zn-Mg-Cu bajo diferentes relaciones de presión

La figura 13 muestra la relación entre el número y el factor de forma de los orificios en la sección paralela y la sección de transición de la muestra de fractura por fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu bajo diferentes relaciones de presión y el cambio del diámetro equivalente. Se puede ver en la Figura 13a que el número de orificios disminuye con el aumento del diámetro equivalente en su conjunto bajo diferentes presiones de relación de refuerzo, y el número de orificios es mayor cuando el diámetro equivalente es inferior a 0,4 mm Cientos. Cuando el diámetro equivalente supera los 0,4 mm, el número de agujeros disminuye bruscamente, todos por debajo de 50, y el número de agujeros muestra una tendencia general a la baja con el aumento del diámetro equivalente. Bajo el mismo diámetro de orificio equivalente, el número de orificios disminuye gradualmente con el aumento de la relación de refuerzo. Cuando el diámetro equivalente de los orificios es inferior a 0,4 mm, aumentar la presión específica de sobrealimentación tiene un efecto significativo en la reducción del número de orificios, y cuando es superior a 0,4 mm, la reducción del número de orificios se ralentiza. Se puede ver en la figura 13b que el factor de forma de los orificios bajo diferentes relaciones de presión disminuye con el aumento del diámetro equivalente, y el factor de forma general cambia muy drásticamente. Cuando el diámetro equivalente es superior a 0,6 mm, los factores de forma de los poros de las muestras de fundición prensadas con diferentes relaciones de refuerzo son todos inferiores a 0,5.

Fig.13 Curvas de variación del número de poros, factor de forma y diámetro equivalente de muestras de fundición a presión reológica de aleación Al-Zn-Mg-Cu bajo diferentes relaciones de presión: (a) cambio de número; (b) cambio de factor de forma

La fuente de grietas y el defecto del orificio son el principal factor que influye. En la fundición a presión reológica semisólida, el agujero suele deberse a una alimentación de solidificación insuficiente. En la etapa inicial de solidificación de la aleación, los granos primarios continúan creciendo y forman un esqueleto de fase sólida que se superpone entre sí. Sin embargo, bajo la acción de la contracción en la última etapa de solidificación, se produce una separación intergranular entre los granos bajo la acción de la deformación por contracción (véase la Figura 14a). En la etapa inicial de separación, la alimentación continua de metal líquido no conducirá al inicio de grietas, pero a medida que avanza la solidificación, la fracción sólida de la aleación aumenta gradualmente y el metal líquido disminuye continuamente, de modo que no se puede alimentar la separación intergranular, formando así una fuente de grietas. Este fenómeno es particularmente prominente cuando la presión específica de sobrealimentación es insuficiente. La presión específica de sobrealimentación no puede promover que el metal líquido compense eficazmente el intergranular, lo que resulta en la existencia de cavidades de contracción sueltas. La separación intergranular debido a una alimentación insuficiente generalmente ocurre en la intersección de múltiples granos, y parte de la aleación líquida restante entre los granos existirá en forma de puentes intergranulares (Fig. 14b). Si se aplica una determinada tensión durante el proceso de solidificación, el puente intergranular se deformará. Cuando la tensión excede la fuerza de unión del puente intergranular, la estructura del puente se destruirá y la separación intergranular en la intersección de los límites de grano adyacentes se conectará entre sí. Se forman grandes huecos que conducen a la formación de grietas y propagación a lo largo de los límites de los granos, como se muestra en la cola de fractura en la Fig. 7a.

Fig.14 Microestructura de la microestructura de fundición de la aleación Al-Zn-Mg-Cu en la posición de la cavidad de contracción

(a) Separación intergranular; (b) Puente intergranular

Aumentar la presión específica de refuerzo puede compensar eficazmente la contracción al final de la solidificación, reducir la generación de defectos en los orificios y mejorar la densidad general de la pieza fundida. Continuando aumentando la presión específica de sobrealimentación, disminuye el efecto de reducción de la porosidad de la pieza fundida. Al presurizar, le dará al metal fundido una fuerza de impacto. Cuando la relación de sobrealimentación es demasiado grande, puede provocar grietas en el tejido solidificado y agravar la tendencia al agrietamiento en caliente. El diámetro del área de la sección paralela es menor, el orificio reduce el área de tensión efectiva del soporte y es más probable que se produzcan grietas térmicas en esta área. El área cercana a la compuerta tiende a tener un tiempo de solidificación más largo y tiene un mejor efecto de alimentación, por lo que hay menos agujeros, pero al mismo tiempo, debido a las malas propiedades estructurales de la estructura no completamente solidificada, es más probable que una presión específica de refuerzo excesiva cause el área cercana a la compuerta. La tensión supera el valor crítico y se agrieta, aumentando la tendencia al agrietamiento en caliente.

3 Conclusiones

(1) La tendencia al agrietamiento en caliente de las piezas fundidas a presión reológicas de aleación Al-Zn-Mg-Cu disminuye primero y luego aumenta con el aumento de la presión específica de sobrealimentación. Cuando la presión específica de sobrealimentación es de 87 MPa, la pieza fundida tiene la menor tendencia al agrietamiento térmico. Valor de tendencia de grietas de 15.

(2) El defecto del orificio interno de la pieza fundida tiene la influencia más crítica en el grado de tendencia al agrietamiento en caliente y es la razón principal de la formación de grietas. La porosidad se debe principalmente a una alimentación insuficiente. Cuando la presión específica de sobrealimentación es de 67-94 MPa, aumentar la presión específica de sobrealimentación puede reducir eficazmente la porosidad.

(3) El proceso de fractura por agrietamiento en caliente de piezas fundidas de aleación Al-Zn-Mg-Cu tiene principalmente tres etapas: la Etapa I es la fractura frágil central; la Etapa II es la etapa de transición de la combinación frágil-dúctil; la Etapa III es la fractura dúctil del borde de la muestra.