Thermodynamic and thermokinetic quantitative prediction about precipitation of dispersoids containing Fe, Cr and/or Mn in 6xxx series aluminum alloys

Abstract

Die vorliegende Arbeit vertritt die thermodynamische und thermokinetische Modellierung von Fe, Mn und/oder Cr haltige Dispersoide für die AA-6xxx Aluminium Legierungen und die Gefügeentwicklung während Guss und Homogenisierungsprozesse. Die experimentell Studien werden auf den Standard Legierungsbereich von AA-6061 konzentieriert. Die Untersuchungen am Gussgefüge zeigten, dass die a -Al(CrMnCu)FeSi, ß-Al(CrMnCu)FeSi und Mg2Si als Großteil der primären Phasen vorliegen. Anhand der Untersuchungen konnte ein geringer Anteil von Cr, Mn und Cu in der a- und ß-AlFeSi Phasen nachgewiesen werden. Ein ähnliches Ergebnis konnte im homogenisierten Gefüge auch für die a-Dispersoide anhand TEM Untersuchungen nachgewiesen werden. Thermodynamische Phasenbeschreibungen der ß-Al5FeSi und a-Al12Mn3Si, wurde mit der Berücksichtigung Cr, Mn und Cu neubewertet. Die neue Benennung der Phasen lauten a-Al(CrMnCu)FeSi und ß-Al(CrMnCu)FeSi. Weitere Optimierung der Phasenbeschreibungen von ß-Al13Fe4 und G-Al6Mn(Fe) durchgeführt. Die neuen Phasenbeschreibungen wurden in der internen thermodynamischen MatCalc Datenbank mc_al_v1.011.tdb für die AA-6xxx zusammengefasst. Die Scheil Gulliver Simulationen basierend auf neuen Datenbank zeigten sehr gute Übereinstimmung mit der Experimenten sodass die Identität und die Phasenanteile der primär Phasen von der Simulationen erfolgreich ermittelt wurden. Für die thermokinetische Modellierung ein besonderes Augenmerk wurde auf die Größe und Partikeldichte der Dispersoide gelegt, welche die Haupt Einflussfaktoren des Zener Drag Mechanismus sind. Eine umfassende Studie über die Auswirkungen von verschiedenen Homogenisierungsverfahren auf diese Einflussfaktoren wurde durchgeführt. Während der Aufheizung auf industrielle Homogenisierungstemperatur, wurde eine Art Dispersoide Phase beobachtet, die man als "a-Al(CrMnCu)FeSi" bezeichnen kann. Die Dispersoide bleiben während allen angewendeten Wärmebehandlungen stabil. Nahe Korngrenze größere Population von a -Al(CrMnCu)FeSi Dispersoide beobachtet. Diese Dispersoide sind nach der ß zu a Phasenumwandlung entstanden. Die primäre a-Al(CrMnCu)FeSi bleibt bei allen angewandten Homogenisierungs-behandlungen stabil. Experimente und Simulationen zeigen, dass abhängig von der chemischen Zusammensetzung die Auflösung der primären Mg2Si während der Homogenisierung passieren kann. In einigen Fällen bleibt die Phase bis zum Ende der Homogenisierung stabil. In einige Fällen entstehen die sekundäre Mg2Si Ausscheidungen während der Homogenisierung. Beim Aufheizen zur Homogenisierung wurde die metastabile ß' (B1+U1+U2) Ausscheidung beobachtet, die nach kurze Zeit später während Aufheizens wieder aufgelöst wurde. Abhängig von der Abkühlprozedur so wie im Falle Luftkühlung kommt es zur Ausscheidung von metastabilen AlMgSi(Cu) Ausscheidungen wie ß'' und ß' (u.a. B1, U1 und U2), wobei das abgeschreckte Gefüge frei von metastabilen Ausscheidungen ist. Das erworbene Wissen wurde eingesetzt eine Modellierungstechnik zu entwickeln. Die entwickelte Technik wurde angewandt um die Ausscheidung der Dispersoide und die Gefügeentwicklung während der Guss- und Homogenisierung-Prozesse für die AA-6xxx Legierungen vorherzusagen. Eine gute quantitative Übereinstimmung zwischen den Modellvorhersagen und den Ergebnissen aus den experimentellen Untersuchungen gefunden.

The present work represents the thermodynamic and thermokinetic modeling of Fe, Mn- and/or Cr-containing dispersoids for AA-6xxx series of aluminum alloys. Hereby microstructure development during cast and homogenization treatments is of main interest. Experimental investigation is concentrated on the standard range of technical alloy AA-6061. Microstructure investigation on industrial cast material showed that the main proportion of primary phases consists of a-Al(CrMnCu)FeSi, ß-Al(CrMnCu)FeSi, and Mg2Si. It has been found that there are Cu, Mn and/or Cr inclusions in the a-AlFeSi as well as in the ß-AlFeSi phase. The same trace of Cu, Mn and/or Cr in alpha dispersoids has been shown in TEM investigations for the homogenized alloys as well. The published literature about thermodynamic description of these two phase did not covered these inclusions until this study, therefore the thermodynamic description of primary phases ß-Al5FeSi and a-Al12Mn3Si have been reassessed for the commercial alloy series of AA-6xxx based on the experimental investigations. The Cr, Mn, and Cu inclusions are introduced in the thermodynamic phase description and phases are renamed as a- and ß-Al(CrMnCu)FeSi. Furthermore an optimization on the thermodynamic description of ß-Al13Fe4 and G-Al6Mn(Fe) phases has been carried out. An internal MatCalc thermodynamic database version "mc_al_v1.011.tdb" for the AA-6xxx has been established. Scheil Gulliver simulations based on reassessed thermodynamic database showed very good agreement with the experiments. So that the identity and the phase fraction of primary phases to be solidified in cast process is successfully determined from simulations. For the thermokinetic modeling a special emphasis has been placed on the Zener Drag influencing parameters, size and number density of the dispersoids. A comprehensive study of the effect of different homogenization treatment procedures on these parameters has been carried out. It has been shown that during the heating to the commercial homogenization temperature, a dispersoid phase, referred to as "a-Al(CrMnCu)FeSi" precipitates. Dispersoid precipitates stay stable during all applied heat treatments. A bigger size population of a-Al(CrMnCu)FeSi dispersoids has been found on grain boundaries than the one in Bulk, which is formed after ß to - phase transformation. The experimental studies showed that in some cases the primary Mg2Si is dissolved and in others stayed stable till the end of homogenization treatment. There has been a ß' (B1+U1+U2) precipitation observed, where these precipitates dissolve during the homogenization treatment. Secondary precipitation of stable Mg2Si phase observed too. Depending on the cooling rates from homogenization temperature to room temperature precipitation of metastable AlMgSi(Cu) phases such as ß'' and/or ß' (also B1, U1 and U2) are observed. In the case of air cooling these metastable precipitates are present in the homogenized microstructure, where the water quenched microstructure is free from these precipitates. The acquired knowledge has been used to develop a computational modeling technique. The developed technique is implemented to predict the dispersoid precipitation and microstructural evolution during cast and homogenization treatments for the AA-6xxx alloy series. A good quantitative agreement is found between the model predictions and the results from the experimental investigations.