Simulation and design of the homogenization process of 6xxx extrudable aluminum alloys: development of design rules for high extrudability

Abstract

New demanding light-weight applications in the automotive and aircraft sectors require the development of high-strength Al-alloy extrusions based on the Al-Mg-Si system (6xxx series). The increase of strength is possible with higher alloying with Mg and Si, in order to form higher amounts of the strengthening phase Mg2Si (e.g. 6061 and 6082 alloys). However increased alloying deteriorates the extrudability, leading to extremely low extrusion speeds for the high-strength alloy systems. In the other end of the spectrum, i.e. low-alloy low-strength applications (e.g. 6060 or 6063 alloys), the main industrial requirement is to increase the extrusion speed, in order to increase production rates. In both cases, it appears that extrudability is the key property that should be controlled and improved through a carefully designed homogenization process. So far the problem has been tackled in a rather empirical way, involving intense trial-and-error laboratory or even industrial experiments to figure out the effect of alloy chemistry and homogenization process parameters such as the homogenization temperature and time and the cooling rate following homogenization. In most cases only individual aspects of the process are considered and the effect of prior processing is often neglected.The design of new high-strength or high extrudability 6xxx alloys calls for an integrated approach considering all parts of the process chain and their effect on extrudability. The aim of this doctoral thesis has been to apply a simulation-based approach, validated by relevant experimental data, in order to describe the effect of alloy chemistry and homogenization process conditions on the material microstructure prior to extrusion. In this way it was possible to shape design rules (in terms of composition and processing) for the development of either high-strength or high extrudability alloys.Computational alloy thermodynamics and kinetics were applied to predict the rate of phase transformations, which shape the microstructure across the process chain. This approach is extremely powerful and was used to simulate a wide range of different phenomena such as solidification and microsegregation during casting, dissolution of Mg2Si, removal of microsegregation and transformation of iron intermetallics during homogenization and finally re-precipitation during cooling from the homogenization temperature.More specifically computational alloy thermodynamics, based on the CALPHAD approach, has been applied to perform Scheil-Gulliver solidification simulations. The resulting microsegregation of elements and phases in the as-cast microstructure were calculated as a function of alloy composition. The results of the simulations were confirmed experimentally by quantitative image analysis for the measurement of phase fractions. The variation of the mole fractions of the extrudability-limiting β-AlFeSi phase and the strengthening Mg2Si phase with alloying elements has been mapped over the useful range (0-1.2 mass%) in the Mg-Si composition space. The constructed maps indicate that low mole fractions of β-AlFeSi are associated with lower Si and higher Mg compositions. On the other hand, high mole fractions of Mg2Si are associated with both higher Si and Mg compositions, with Mg possessing a stronger effect. Construction of maps for different levels of Mn has shown that addition of Mn could allow for higher alloying with Mg and Si, in order to obtain higher amount of Mg2Si, without at the same time increasing the β-AlFeSi intermetallic phase in the as-cast microstructure.The Dual grain model (DGM) has been developed to treat the homogenization process in multicomponent and multiphase Al-alloys exhibiting a large variability of the as-cast grain size. With the model it has been possible to simulate the temporal and spatial evolution of phase fractions and element concentrations during homogenization. Regarding the evolution of phase fractions during homogenization, the predictions of the DGM model have been validated experimentally with XRD analysis. The evolution of the β-AlFeSi→α-AlFeSi transformation is predicted by the DGM and is confirmed by XRD in the same time scale. The DGM predictions regarding the evolution of Fe and Mg concentrations with homogenization time are in excellent agreement. There are only some discrepancies in the profiles of Si and Mn. The DGM predicts the fast dissolution of Mg2Si during homogenization and its re-precipitation during cooling. The DGM can describe the temporal and spatial evolution of the β-AlFeSi→α-AlFeSi transformation. The spatial evolution exhibits an exact spatial correspondence. Both the Mg2Si dissolution and the β-AlFeSi→α-AlFeSi transformation are faster in the smaller grain as predicted by the DGM. In addition the concentration profiles of the elements homogenize faster in the smaller grain, indicating that a fine grain size in the as-cast microstructure accelerates the homogenization process. The DGM predicts correctly the effect of homogenization temperature. The rate of both, Mg2Si dissolution and β-AlFeSi→α-AlFeSi transformation increase with the homogenization temperature. A preliminary attempt to develop homogenization process maps has been performed using the DGM. These maps are, at present, based on the β-AlFeSi→α-AlFeSi transformation and can be used for the design of the homogenization heat treatment. The quantification of the homogenization state was achieved by determine specific microstructural indices, such as the aspect ratio and the circularity of the intermetallic phases. In this way it was possible to quantify the shape evolution of the intermetallic compounds during homogenization.Precipitation during cooling from the homogenization temperature was simulated with the Kampman-Wagner Numerical (KWN) precipitation model. The relevant particle size distribution (PSD), evolution of volume fraction and particle size during cooling was calculated. The results were introduced in a suitable strength model to calculate the resulting hardness. The simulation results are in satisfactory agreement with experimental data. The hardness of the homogenized billets was investigated experimentally. Regarding the effect of homogenization cooling rate, water quenching results in higher hardness relative to air cooling and forced air cooling. The hardness difference increases with alloying in the order 6063→6005→6082. The effect is attributed to the higher amounts of Mg and Si retained in solid solution during cooling. The effect of excess Si on the precipitation of β΄-Mg2Si was determined using the KWN precipitation model. The resulting shift in the continuous cooling precipitation (CCP) diagram was calculated. This allows the design of a suitable cooling program in order to avoid the precipitation of β-Mg2Si and allow the precipitation of β΄-Mg2Si. This allows the use of a lower preheating temperature prior to extrusion and leads to the use of higher press loads in order to obtain higher extrusion speeds.Specific design rules were formulated, regarding the as-cast microstructure, the homogenization temperature and time as well as the cooling from the homogenization temperature in order to obtain high extrudability. The microstructure developed during DC casting is affected by the solidification conditions. Grain size and dendrite arm spacing (DAS) are the most important factors. They can be controlled by the casting speed (solidification rate) and seeding for grain refining. A smaller grain size and DAS improves the strength and also shortens the diffusion distances, leading to a more efficient homogenization for a given homogenization cycle. Phase fraction mapping, developed in this thesis, can be used for the selection of alloy compositions to minimize the undesirable β-AlFeSi intermetallic in the as-cast microstructure, in order to achieve a good starting point for the homogenization to follow. In addition, it has been shown that Mn reduces the amount of β-AlFeSi for a given Mg-Si-Fe combination. With the DGM model developed in this thesis, it is possible to determine the required time for Mg2Si dissolution and the transformation β→α-AlFeSi as a function of homogenization temperature and alloy composition. The DGM model also indicated that a small as-cast grain size accelerates the kinetics of homogenization. Microstructural indices, such as the aspect ratio and the circularity can be used to characterize the homogenization stage quantitatively. A fully homogenized billet, with the potential for high extrudability should have all β-AlFeSi transformed to α-AlFeSi, with necklace morphology and with aspect ratio and circularity approaching unity. In addition all Mg2Si should be dissolved and Mg and Si should be distributed as uniformly as possible in the grain interiors. The cooling from the homogenization temperature should be designed so that precipitation of β-Mg2Si is avoided and only precipitation of β΄-Mg2Si takes place. A CCP diagram like the one developed in this thesis for a 6060 alloy can be used to design the cooling cycle. Finally it is important to match the preheating conditions to the homogenization cooling conditions in order to get the most benefit of homogenization. β-Mg2Si precipitates require higher temperatures to dissolve (higher solvus) and have a detrimental effect on hot ductility. On the other hand the β΄-Mg2Si ppts, are finer, semi – coherent with the matrix and have a lower solvus temperature. Thus a lower preheating temperature can be employed in combination with a high extrusion speed. This will raise the exit temperature from the extrusion press to a value sufficient for complete dissolution of Mg2Si.The integrated simulation of microsegregation during casting, dissolution of Mg2Si and transformation of iron intermetallics during homogenization as well as re-precipitation of Mg2Si during homogenization cooling, enables the computer-aided development of new alloys and the design of the associated homogenization treatments for high extrudability at a fraction of time and cost associated with empirical development.

Οι σύγχρονες ελαφρές κατασκευές τόσο στην αυτοκινητοβιομηχανία όσο και την αεροπορική βιομηχανία απαιτούν την ανάπτυξη διελάσιμων κραμάτων αλουμινίου υψηλής αντοχής με βάση το σύστημα Al-Mg-Si (σειρά 6xxx). Η αύξηση της αντοχής είναι δυνατή με την αύξηση του επιπέδου κραμάτωσης σε Mg και Si, ώστε να σχηματιστεί μεγαλύτερο ποσοστό από τη φάση ισχυροποίησης Mg2Si (π.χ στα κράματα 6061 και 6082). Ωστόσο η αυξημένη κραμάτωση προκαλεί υποβάθμιση της διελασιμότητας και οδηγεί σε εξαιρετικά χαμηλές ταχύτητες διέλασης στα κράματα αυτά. Στην άλλη μεριά του φάσματος, δηλαδή σε εφαρμογές όπου απαιτείται χαμηλή αντοχή (π.χ. κράματα 6060 και 6063), η βασική βιομηχανική απαίτηση είναι η αύξηση της ταχύτητας διέλασης, η οποία με τη σειρά της οδηγεί σε αύξηση της παραγωγικότητας. Και στις δύο περιπτώσεις φαίνεται ότι η διελασιμότητα αποτελεί την «ιδιότητα-κλειδί» που πρέπει να ελεγχθεί και να βελτιωθεί μέσω ενός προσεκτικού σχεδιασμού της κατεργασίας ομογενοποίησης. Μέχρι τώρα το πρόβλημα αυτό έχει αντιμετωπιστεί περισσότερο εμπειρικά, με πειραματικές διαδικασίες σε εργαστηριακή αλλά και σε βιομηχανική κλίμακα, σε μία προσπάθεια να διερευνηθούν τόσο η επίδραση της χημικής σύστασης όσο και οι συνθήκες της κατεργασίας όπως η θερμοκρασία, ο χρόνος και ο ρυθμός ψύξης της ομογενοποίησης. Στις περισσότερες περιπτώσεις έχουν μελετηθεί μεμονωμένες επιδράσεις ενώ συνήθως δεν μελετάται η επιρροή του ιστορικού των κατεργασιών.Ο σχεδιασμός νέων κραμάτων της σειράς 6xxx με υψηλή αντοχή ή υψηλή διελασιμότητα απαιτεί την εφαρμογή μιας ολοκληρωμένης μεθοδολογίας, η οποία να περιλαμβάνει όλους τους κρίκους της αλυσίδας κατεργασιών και την επίδρασή τους στη διελασιμότητα.Ο στόχος της παρούσας Διδακτορικής Διατριβής ήταν η εφαρμογή μιας μεθοδολογίας προσομοίωσης, επικυρωμένης με πειραματικά δεδομένα, για την περιγραφή της επίδρασης της χημικής σύστασης και των συνθηκών ομογενοποίησης στην μικροδομή του κράματος πριν τη διέλαση. Με τον τρόπο αυτό διαμορφώθηκαν κανόνες σχεδιασμού, που αφορούν στη σύσταση και τη κατεργασία, για την ανάπτυξη κραμάτων υψηλής διελασιμότητας.Οι τεχνικές της υπολογιστικής θερμοδυναμικής και κινητικής κραμάτων εφαρμόστηκαν για την πρόβλεψη της ταχύτητας των μετασχηματισμών των φάσεων, που διαμορφώνουν την μικροδομή κατα μήκος της αλυσίδας κατεργασιών στα διελάσιμα κράματα αλουμινίου. Αυτή η μεθοδολογία είναι πολύ αποτελεσματική και εφαρμόστηκε για την προσομοίωση διεργασιών όπως η στερεοποίηση και η διαμόρφωση του μικροδιαφορισμού κατά τη χύτευση, η απομείωση του μικροδιαφορισμού, η διαλυτοποίηση του Mg2Si και ο μετασχηματισμός των ενδομεταλλικών ενώσεων του σιδήρου κατά την ομογενοποίηση αλλά και η επανακαθίζηση του Mg2Si κατά την ψύξη από τη θερμοκρασία ομογενοποίησης.Πιο συγκεκριμένα, η υπολογιστική θερμοδυναμική, βασισμένη στη μεθοδολογία CALPHAD, εφαρφόστηκε για την διενέργεια προσομοιώσεων στερεοποίησης τύπου Scheil-Gulliver. Με το τρόπο αυτό υπολογίστηκε ο μικροδιαφορισμός των στοιχείων και των φάσεων στη χυτή μικροδομή σε συνάρτηση με τη χημική σύσταση του κράματος. Τα αποτελέσματα των προσομοιώσεων επικυρώθηκαν με πειραματικά δεδομένα ποσοτικής μεταλλογραφίας, που αφορούσαν στη μέτρηση του ποσοστού των φάσεων. Έτσι διαμορφώθηκαν χάρτες που απεικονίζουν τα ποσοστά της φάσης ισχυροποίησης Mg2Si και της φάσης που περιορίζει τη διελασιμότητα, την β-AlFeSi, σε συνάρτηση με τα κραματικά στοιχεία Mg και Si. Οι χάρτες αυτοί υποδεικνύουν ότι χαμηλή κραμάτωση σε Si και υψηλή κραμάτωση σε Mg οδηγεί σε χαμηλά ποσοστά της ανεπιθύμητης φάσης β-AlFeSi και ενδεχόμενη αύξηση της διελασιμότητας. Από την άλλη μεριά, υψηλότερη κραμάτωση τόσο σε Mg όσο και σε Si οδηγεί σε υψηλά ποσοστά της φάσης ισχυροποίησης Mg2Si και ενδεχόμενη αύξηση της αντοχής. Η κατασκευή των χαρτών για διαφορετικά ποσοστά Mn έδειξε ότι η προσθήκη Mn επιτρέπει την αύξηση της κραμάτωσης σε Mg και Si για την αύξηση της αντοχής, χωρίς την ταυτόχρονη αύξηση της ανεπιθύμητης φάσης β-AlFeSi στη χυτή μικροδομή.Για την επίλυση του προβλήματος της ομογενοποίησης σε πολυσυστατικά και πολυφασικά κραματικά συστήματα αλουμινίου, που παρουσιάζουν μεγάλη διασπορά στο μέγεθος του κόκκου, ανπτύχθηκε το μοντέλο ομογενοποίησης διπλού κόκκου (Dual Grain Model, DGM). Με το μοντέλο αυτό προσδιορίστηκε τόσο η χρονική όσο και η χωρική εξέλιξη του ποσοστού των διαφορετικών φάσεων της μικροδομής καθώς και του μικροδιαφορισμού κατά τη διάρκεια της ομογενοποίησης. Τα αποτελέσματα των προσομοιώσεων επικυρώθηκαν με αντίστοιχα δεδομένα από πειραματικές τεχνικές XRD και SEM/EDX. Το DGM περιγράφει την χρονική και χωρική εξέλιξη του μετασχηματισμού β-AlFeSi→α-AlFeSi. Η χωρική εξέλιξη παρουσιάζει μια ακριβή αντιστοιχία μεταξύ των ποσοστών της α και β-AlFeSi. Επίσης το DGM προβλέπει την ταυτόχρονη διαλυτοποίηση της φάσης Mg2Si και την επανακαθίζησή της κατά τη ψύξη. Όλοι οι μετασχηματισμοί παρουσιάζουν μεγαλύτερες ταχύτητες στο μικρότερο κόκκο του DGM, γεγονός που υποδεικνύει ότι μία εκλέπτυνση του κόκκου της χυτής μικροδομής μπορεί να επιταχύνει την ομογενοποίηση. Επίσης το DGM προβλέπει σωστά την επίδραση της θερμοκρασίας ομογενοποίησης. Οι ταχύτητες τόσο της διαλυτοποίησης του Mg2Si όσο και του μετασχηματισμού β-AlFeSi→α-AlFeSi αυξάνονται με την αύξηση της θερμοκρασίας. Τέλος πραγματοποιήθηκε μια αρχική προσπάθεια κατασκευής ενός χάρτη ομογενοποίησης (homogenization process map) με τη χρήση του DGM. Ο χάρτης αυτός, προς το παρόν, βασίζεται στο χρόνο περάτωσης του μετασχηματισμού β-AlFeSi→α-AlFeSi και μπορεί να χρησιμοποιηθεί για το σχεδιασμό της κατεργασίας ομογενοποίησης. Ταυτόχρονα πραγματοποιήθηκε και η ποσοτικοποίηση της κατάστασης ομογενοποίησης με τον προδσιορισμό μεταλλογραφικών δεικτών όπως η αναλογία πλάτους/μήκος και η κυκλικότητα των ενδομεταλλικών ενώσεων. Με τον τρόπο αυτό ποσοτικοποιήθηκε η εξέλιξη της μορφολογίας των ενδομεταλλικών ενώσεων κατά τη διάρκεια της ομογενοποίησης.Η καθίζηση κατά τη διάρκεια της ψύξης από τη θερμοκρασία ομογενοποίησης προσομοιώθηκε με το μοντέλο Kampman-Wagner-Numerical (KWN). Έτσι προσδιορίστηκε η κατανομή μεγέθους σωματιδίων και η εξέλιξη του κλάσματος όγκου και του μεγέθους των σωματιδίων. Τα αποτελέσματα της προσομοίωσης επιβεβαιώθηκαν από πειραματικές μετρήσεις της σκληρότητας.Η επίδραση του πρόσθετου Si (Excess Si) στην διαμόρφωση του διαγράμματος καθίζησης υπό συνεχή ψύξη (CCP diagram) που αφορά στη καθίζηση της μετασταθούς φάσης β΄- Mg2Si πραγματοποιήθηκε με το KWN. Αυτό επέτρεψε τον σχεδιασμό ενός προγράμματος ψύξης για την αποφυγή σχηματισμού της φάσης ισορροπίας β- Mg2Si και τον σχηματισμό της επιθυμητής φάσης β΄- Mg2Si. Αυτό οδηγεί στην εφαρμογή χαμηλότερης θερμοκρασίας προθέρμανσης πριν τη διέλαση και επιτρέπει την εφαρμογή μεγαλύτερων φορτίων στην πρέσσα διέλασης με σημαντική αύξηση της ταχύτητας διέλασης.Διαμορφώθηκαν κανόνες σχεδιασμού για την επίτευξη υψηλής διελασιμότητας. Οι κανόνες αυτοί αφορούν στη κραμάτωση, τη χυτή μικροδομή, την ομογενοποίηση και την ψύξη ομογενοποίησης. Μικρότερο μέγεθος κόκκου στη χυτή μκροδομή επιτρέπει την αύξηση της κινητικής κατά την ομογενοποίηση οδηγώντας σε μικρότερους χρόνους ομογενοποίησης. Το μέγεθος του κόκκου μπορεί να ελεγχθεί μέσω της ταχύτητας στερεοποίησης και του εμβολιασμού του υγρού μετάλλου για ετερογενή πυρήνωση κατά τη στερεοποίηση. Οι χάρτες του ποσοστού των φάσεων στη χυτή μικροδομή επιτρέπουν την επιλογή της κραμάτωσης σε Mg και Si για την μείωση της ανεπιθύμητης β-AlFeSi. Αυτό αποτελεί ένα καλό αρχικό σημείο για την ομγενοποίηση που ακολουθεί. Με το DGM είναι δυνατόν να υπολογιστεί ο απαιτούμενος χρόνος ομογενοποίησης. Με την ποσοτικοποίηση της κατάστασης ομογενοποίησης μέσω μεταλλογραφικών δεικτών φαίνεται ότι μια πλήρως ομογενοποιημένη κολώνα αλουμινίου για να έχει υψηλή διελασιμότητα πρέπει οι ενδομεταλλικές φάσεις να είναι σφαιροποιημένες και να παρουσιάζουν την μορφολογία neckless. Η ψύξη από τη θερμοκρασία ομογενοποίησης πρέπει να σχεδιαστεί ώστε να αποφευχθεί ο σχηματισμός της β- Mg2Si και αντ’ αυτής να σχηματιστεί η μετασταθής φάση β΄- Mg2Si. Αυτό οδηγεί σε χαμηλότερες θερμοκρασίες προθέρμανσης και επιτρέπει την επιβολή μεγαλύτερων φορτίων στη πρέσσα για την επίτευξη υψηλής ταχύτητας διέλασης.Η ολοκληρωμένη προσομοίωση του μικροδιαφορισμού κατά τη στερεοποίηση, της διαλυτοποίησης του Mg2Si και του μετασχηματισμού των ενδομεταλλικών ενώσεων του σιδήρου β-AlFeSi→α-AlFeSi κατά την ομογενοποίηση καθώς και της επανακαθίζησης του Mg2Si κατά την ψύξη επιτρέπει τον σχεδιασμό τόσο νέων διελάσιμων κραμάτων αλουμινίου αλλά και της αντίστοιχης κατεργασίας ομογενοποίησης για την επίτευξη υψηλής διελασιμότητας, σε κλάσμα μόνο του χρόνου και κόστους, που απαιτείται για τον αντίστοιχο εμπειρικό σχεδιασμό.