Domande con risposta - Materiali per l'industria meccanica, Prove d'esame di Materiali Per L'industria Meccanica
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Domande con risposta - Materiali per l'industria meccanica, Prove d'esame di Materiali Per L'industria Meccanica

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Domande con risposta - Materiali per l'industria meccanica
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Normale

MECCANISMI DI RAFFORZAMENTO 2 Rafforzamento per soluzione solida 2

RAFFORZAMENTO PER INCRUDIMENTO 3 Rafforzamento per precipitazione (diagramma fasi necessario non suf) 4 Trattamenti termici per rafforzamento precipitazione 4 Competizione fra meccanismo di friedel e di orowan nell’ostacolo alle dislocazioni da parte dei

precipitati 5 Confronto fra lath e plate martensite 6 rafforzamento per trasformazione martensitica nelle leghe Fe-C: dettagliare i singoli contributi 7

RAFFORZAMENTO PER BORDI DI GRANO E LEGGE DI HALL-PETCH 8 MICROSTRUTTURA DEL MATERIALE OTTENUTO PER COLATA (dendriti, fasi

secondarie,composti intermetallici indesiderati, inclusioni,...) 6P 9

Parametri stereologici che descrivono la microstruttura di un metallo dopo solidificazione 10 Particolarita dello squeeze casting e caratteristiche meccaniche dei getti prodotti 10 Confronto fra le caratteristiche dei getti ottenuti colando in sabbia o a pressione 12 Spiegare porosità di ritiro nelle leghe con intervallo di solidificaizone corto 13 Spiegare porosità di ritiro nelle leghe con intervallo di solidificaizone lungo 13 Spiegare porosità da idrogeno nei getti 13 descrivere le condizioni in nei getti cui avviene porosità per gas intrappolati e indicare le

contromisure per combatterla 14

Film di ossido nelle leghe leggere 14 indicare le cause d'insorgenza degli strappi a caldo nei getti e citare quali leghe di Al e Mg potrebbero esserne affette 15 Difetti superficiali nei getti 15 PECULIARITÀ DELLE CARATTERISTICHE MECCANICHE DEI GETTI (DIPENDENZA

DAI PARAMETRI DI FABBRICAZIONE E MICROSTRUTTURA CHE NE DERIVA) ),

differenza rispetto alle caratteristiche dei semilavorati ottenuto per deformazione plastica (piastre,

lamiere, barre,...) 16

Andamento della resistenza a trazione e dell’allungamento a rottura nei getti 17

Effetti di scala (influenza del volume) nelle proprietà meccaniche dei getti 19 Dispersione delle caratteristiche meccaniche dei getti e statistica di Weibull 20

Resistenza a fatica dei getti 21

Vantaggi e svantaggi dell’uso di Al da fonderia nel settore trasporti, applicazioni conseguenti 21

leghe di Al da fonderia trattabili termicamente; finalità dei trattamenti e caratteristiche ottenibili 6p

22 Effetto del Si nelle leghe di Al da fonderia 22 Composizione microstruttura e proprietà delle leghe binarie Al-Si 23 COMPOSIZIONE, MICROSTRUTTURA E PROPRIETÀ DELLE LEGHE AL-SI-MG 7P 23

AL FONDERIA- COMPOSIZIONE, MICROSTRUTTURA E PROPRIETÀ DELLE LEGHE AL-

SI-CU 7P 24 CONFRONTO DELLA COMPOSIZIONE E MICROSTRUTTURA DELLE LEGHE AL-SI E AL-

SI-CU 7P 24

MODIFICAZIONE DELL'EUTETTICO NELLE LEGHE DI AL CONTENENTI SI (LEGHE

IPOEUTETTICHE E IPEREUTETTICHE) 8P 25 Peculiarità della metallurgia delle polveri e tipo di componenti prodotti 26

I tre stadi della sinterizzazione 27 Effetto della densità del verde sulle caratteristiche del sinterizzato 28

Sinterizzazione in fase liquida 28 Sinterofogiatura 29 Produzione di componenti da metallugia delle polveri mediante Metal Injection Molding 30

Caratteristiche generali e campi applicativi delle leghe di magnesio 31

PROPRIETÀ INGEGNERISTICHE PECULIARI (LEGGEREZZA, CAPACITÀ DI

SMORZAMENTO, LAVORABILITÀ) DELLE LEGHE DI MG 7P 32

Elementi leganti nelle leghe di Mg e loro effetto 33 CORROSIONE NELLE LEGHE DI MG 7P 35

Meccanismi di rafforzamento operanti nelle leghe di Mg 36 leghe da getto Mg-Al-Mn o Si 5p 38

effetto delle terre rare nelle leghe di Mg da fonderia 6p 38 leghe di Mg con elementi speciali insieme alle RE: Ag, o Y, o Gd 5p 39 Effettuare il confronto fra solidificazione omogenea ed eterogenea e precisare quale delle due si

verifica nella pratica industriale 39 Solidificaizone dendritica 40

Formazione dendriti equiassiche 41

MECCANISMI DI RAFFORZAMENTO  rafforzamento per soluzione solida 4p

Rafforzamento per soluzione solida Questo rafforzamento avviene grazie all’introduzione di atomi di soluto in soluzione solida nel

reticolo del solvente che vanno a posizionarsi nelle dislocazioni riducendo gli stress residui, le

dislocazioni sono a spigolo e a vite, le dislocazioni a vite non sono indicate per questo tipo di

rafforzamento per soluzione solida per via dei campi tensionali di solo taglio.

Nel reticolo del solvente gli atomi possono sostituirsi agli atomi del solvente o muoversi nelle

vacanze (funzione anche della temperatura) e prende il nome di soluzione solida sostituzionale,

oppure occupare posizioni solide interstiziali con atomi di piccola dimensione rispetto a quella del

solvente (esempio Fe-c dove il carbonio si posiziona nelle lacune ottaedriche ).

Prendendo ad esempio una dislocazione a spigolo e un rafforzamento sol solida sostituzionale

l’atomo ad esempio nella lega Al Mg, il Mg andrà a posizionarsi vicino alla dislocazione perché

tende a minimizzare i campi tensionali ed essendo più grande del atomo dell’alluminio andra a

posizionarsi nella ziona di trazione andando a ridurre lo stress residuo.

Si può vedere in alcuni grafici sperimentali come aumentando la concentrazione del soluto ad

esempio alluminio Mg il cosi detto True stress sale con differenze notevoli da quello che è

l’elemento puro, seguendo la legge ∆τ=Gbε3/2 c G=modulo di taglio b=vettore di burger ε=deformazione dato maggiore sono le deformazioni plastiche aumentano dislocazioni e vengono attratti più soluti C=concentrazione soluto Si può notare che in alcune curve nella lega al mg soprattutto lega 5182 una specie di andamento seghettato questo dovuto all’effetto portevin-le chatelier, dovuto alle tensioni che salendo fanno disancorare gli atomi di soluto facendo scendere per poi riprendere la dislocazione e far salire di nuovo lo stress necessario. Un esempio negativo però si può avere nella lega ferro idrogeno che crea una soluzione solida

interstiziale , creando cosi gli acciai effervescenti non solo soggetti ad invecchiamenti rapidi e

anche infragilimento ma anche non saldabili. Infatti gli acciai da strutturali sono raramente zincati

perché creano questo infragilìmento da idrogeno

Nell’alluminio e anche nel rame non esistono elementi interstiziali.

Esempi di rafforzameno per soluzione solida

- Alluminio con Mg (leghe serie 5000) o Mn (leghe serie 3000) - Ottone quindi rame zinco fino al 39% di zinco in massa primo titolo - Acciaio da costruzione con manganese o azoto o cromo o rame

 rafforzamento per incrudimento 4p RAFFORZAMENTO PER INCRUDIMENTO Fenomeno per cui aumentiamo la durezza e resistenza effettuando una

deformazione plastica a T bassa; esaminando il grafico:

Facendo riferimento,per semplicità, ad una prova di trazione

-deformo plasticamente a T bassa superando

-arrivo al punto 1 e scarico -quando riapplico il carico ho un nuovo carico di snervamento

E’ possibile notare come questo meccanismo di rafforzamento aumenti la tensione di snervamento e al contempo riduca la lunghezza a rottura. In alcuni materiali si verifica anche un infragilimento dovuto all’aumento della temperatura di transizione oltre alla diminuzione di alcune proprietà fisiche come conducibilità elettrica, la permeabilità magnetica e la densità. Durante la deformazione all’aumentare di questa cresce la densità delle dislocazioni ( tanto da arrivare ad una concentrazione così elevata di disclocazioni da essere definita forest dislocation) e ciò porta ad un rallentamento del loro moto, per cui lo sforzo necessario per mettere in moto le dislocazioni cresce e si ha un carico di snervamento maggiore. L’effetto dell’incrudimento è qualitativamente rappresentato dalla formula :

)

Dove è la tensione di taglio sul piano di scorrimento di una islocazione che si muve senza incontrare ostacoli, cioè la resistenza intrinseca del reticolo cristallino

è una costante che dipende dalla natura delle dislocazioni G modulo elasticità tangenziale B Modulo del vettore di Burgers

indica la densità delle dislocazioni è definita come tensione di flusso plastico

M è il Fattore di Taylor che riguarda l’orientazione dei sistemi di scorrimento Di seguito alcuni valori di densità delle dislocazioni ρ

-acciaio laminato cm/cm3

-acciaio incrudito per trazione cm/cm3

-acciaio ricotto Durante la deformazione plastica a T bassa si osservano modifiche nella forma del grano, aumento delle dislocazioni ed energia di deformazione associata a zone con stati tensionali residui. Quindi si può fare un trattamento termico di ricottura per recuperare la struttura originaria. Esempi: AISI304 Mpa ⟶ incrudimento e trafilatura ⟶ = 2000 MpaC20 Mpa ⟶ incrudimento e laminazione a freddo ⟶ = 400 Mp Questo tipo di rafforzamento si applica ad esempio negli acciai 1810 (le classiche pentole) o aisi204

che hanno un carico di snervamento 250 mpa , se usato come fili , quindi tramite una trafilatura può

anche arrivare a 2000 Mpa. Altri esempi sono aa5083 che arriva anche a 300 Mpa che ricotto invece

è 150 o c20 arriva anche a 400 partendo da 250. Gli acciai c c c non vengono rafforzati in questo

modo a causa della transizione duttile fragile come si vede nel diagramma di charpy cioe rottura

fragile a t anche basse.

 rafforzamento per precipitazione: tipo di diagramma delle fasi che è necessario (ma non sufficiente) per dare adito a tale meccanismo (fare esempi) 4p

Rafforzamento per precipitazione (diagramma fasi necessario non suf) Il rafforzamento per precipitazione avviene quando delle particelle di seconda fase precipitano reticolo ospitante, queste bloccano il movimento delle dislocazioni e quindi migliorano le proprietà meccaniche. Le particelle di precipitato si suddividono per dimensioni le piccole particelle danno il vero e proprio rafforzamento per precipitazione sono cirda 100 nm, invece le grandi particelle danno il rafforzamento per dispersione di particelle grandi almeno 10 μm cioè almeno 100 volte più grandi. Le particelle delle seconde fasi possono rendere difficoltoso il passaggio delle dislocazioni, talvolta le dislocazioni riescono ad attraversare le particelle consumando però energia per deformale, ma se le particelle sono incoerenti o indeformabili allora le dislocazioni sono costrette ad AGGIRARLE secondo lo schema di Orowan. La dislocazione si piega curvandosi attorno alla particella per poi ricomporsi al di la della particella dopo aver lasciato attorno ad essa un anello di dislocazione che ostacolerà il passaggio della dislocazione successiva. Definiamo la τ critica per l’aggiramento dei precipitati:

b=vettore burger r=dimesione precipitato

Si nota che più il precipitato è piccolo e più è difficile aggirarlo, Inoltre definiamo anche la τ critica

per il taglio dei precipitati (è chiamato meccanismo di Friedel):

f=frazione in volume del precipitato =energia del bordo di antifase

Si può già capire dal diagramma di fase se più o meno una lega è portata ad avere questo tipo di

rafforzamento ci sono 2 condizioni necessarie ma non sufficienti a garantire la possibilità di questa

precipitazione:

- Soluzione solida ricca alla temperatura eutettica - A temperatura ambiente la solubilità deve essere circa nulla

Prendendo per esempio la lega Al Cu una delle più famose leghe per questo tipo di indurimento, da

inizialmente subito dopo tempra SSSS come precursore GP(fase coerente) poi si passa alla fase

ϑ’(Al2Cu) semicoerente metastabile dove si ha il massimo dell’indurimento fino alla fase di equilibrio ϑ(Al2Cu)incoerente dove poi si ha il super invecchiamento stessa cosa si ottiene con Al- Cu-Mg dove si ha pero S’ (Al2—CuMg) e S nella fase di equililbrio, non si ha rafforzamnto per

precipitazione pero con Al-Si e Al-Mg dove in quest’ultimo è presente una fase β(AL3Mg2) che però non da rafforzamento per precipitazione ma solo per dispersione.

Quindi per dare questo tipo di rafforzamento bisogna avere anche delle fasi semicoerenti

metastabili.

 trattamento termico di rafforzamento per precipitazione 6p

Trattamenti termici per rafforzamento precipitazione Per ottenere le particelle nanometriche si effettuano 3 trattamenti

1Solubilizzazione: mi avvicino il più possibile alla T eutettica per avere la maggior possibile

soluzione solida limite cioè faccio entrare nel solvente più soluto possibile, mantengo questa

temperatura per ottenere la completa dissoluzione della fase.

2 Tempra porto le condizioni metastabili a T ambiente

solitamente con acqua (a temperatura di circa 50°C) e si ottiene

la SSSS (super satur solid solutions )

3 invecchiamento, sfruttando temperature e tempo ottengo i

precipitati che voglio, si vogliono metastabili intermedie cioè

semi-coerenti usando quindi un trattamento di tipo T6. Questo trattamento può avvenire anche a

temperatura ambiente esempio lega Al2219 %6Cu ottimo invecchiaemento naturale, solitamente

si porta a t elevate per accellerare questo processo, esistono leghe che questo trattamento

avviene in fase di funzionamneto.

Esisterebbe anche un 4 trattamento cioe un SUPER INVECCHIAMENTO cioe un ritorno alle

fasi stabili ,questo viene usato solitamente per ridurre gli effetti della corrosione, si usa un T7

nelle legne 7000. 1 - Clusters di soluto: come prima cosa si formano delle piccole aggregazioni di soluto che si chiamano zone GP. All’ inizio queste zone sono poche decine e si parla di zone GPI e causano un modesto aumento di durezza, poi, col passare del tempo, si parla di zone GPII caratterizzate da clusters più numerosi, di dimensioni maggiori e che causano durezze maggiori. 2 - Precipitato coerente : stadio in cui compare la fase con il rapporto stechiometrico giusto per il precipitato ma ancora con la stessa struttura cristallina della matrice e quindi coerente con la stessa. Osservando il grafico si nota che la durezza aumenta ulteriormente. 3 - Precipitato incoerente : questa fase è indicata con in figura ed è lo scopo di tutto il processo. Qui non solo la stechiometria è verificata ma anche la struttura cristallina della fase è quella della fase indurente. 4 - Overaging : prolungando troppo a lungo l’ invecchiamento l’ unica cosa che succede è un aumento di dimensioni del grano e successiva coalescenza con un conseguente notevole calo delle proprietà di durezza.

 competizione fra meccanismo di Friedel e di Orowan nell'ostacolo alle dislocazioni da parte dei precipitati 6p

Competizione fra meccanismo di

friedel e di orowan nell’ostacolo

alle dislocazioni da parte dei

precipitati

esistono 3 tipi di precipitati

Coerenti: il piano reticolare della matrice e del

precipitato è uguale, è chiamato coerente perché

continuo cioè i piani cristallini sono in linea e

questo, quindi un’ipotetica dislocazione potrebbe

attraversare anche il precipitato con continuità.

Incoerenti: la particella di precipitato ha un piano cristallino che può essere uguale ma orientato in

modo differente e quindi i piani non sono in comunicazioni fra loro, oppure la struttura

cristallografica del precipitato completamente diversa. Difficilmente le particelle vengono

attraversate ma solitamente vengono scavalcate con meccanismo orwan.

Semi-coerente: sono particelle coerenti ma troppo grandi , con distorsioni reticolari troppo grandi e

non è possibile garantire la continuità in tutti i punti ma solo in alcuni le dislocazioni possono

attraversare difficilmente i precipitati.

Nel meccanismo di friedel bisogna che valga che le particelle piccole siano coerenti o che siano

sufficientemente grandi se sono incoerenti nel meccanismo di friedel le dislocazioni devono

attraversare il precipitato una volta attraversato lascio uno specie di scalino della grandezza del

vettore di burger creo cosi un interfaccia che ha un energia associata maggiore e quindi per il

prossimo attraversamento devo spendere più energia la legge di friedel per l’attraversamento dei

precipitati segue una andamento proporzionale alla radice del raggio medio del precipitato perché

più grande è la particella piu l’energia richiesta all’attraversamento sarà maggiore

Τct =αγ3/2apb f1/3 r ,α costante aggiusta tutto per le dislocazioni miste , γ3/2apb bordo di anti fase che si viene a creare ogni volta che un precipitato viene attraversato fa aumentare come detto l’energia

richiesta all’attraversamento e cosi anche la radice del raggio

Nel meccanismo di orowan (aggiramento dei precipitati)

Si ha a che fare con particelle grandi ed incoerenti dove quindi non vale più il meccanismo di

friedel dato che ci sarebbero energie eccessive e la natura come sappiamo tende a scegliere sempre

la strada che richiede sempre meno energi.

Le dislocazioni quando in presenza di precipitati non coerenti si incurvano fino al punto di arrivare

a toccarsi dove poi nei punti di contatto si rompe la dislocazione (per via del fatto che dislocazioni

di segno opposto si elidono ) lasciando degli anelli intorno al precipitato ad ogni passaggio la

successiva dislocazione fara sempre più fatica ad attraversare il precipitato questa

legge(Τ=2Gb/r*β) questa legge pero non tiene conto del numero di particelle è un modello semplificato, è inversamente proporzionale al raggio di curvatura quindi più piccolo sarà questo raggio di curvatura maggiore sarà l’energia richiesta per questo meccanismo fino al punto dove non

vale più orowan ma inizia a valere il meccanismo di friedel questo rafforzamento è tipico nel

duralluminio.

Graficamente è possibile vedere che il punto che richiede maggiore energia è quando siamo in

presenza di precipitato semicoerente ed è quello che si tende a fare quando possibile per aumentare

il più possibile la resistenza dei materiali vi sono in oltre altri fattori che entrano in gioco per

aumentare questo punto di massimo come :

La frazione in volume dei precipitati che aumentandola si aumenta questo questo spiegato dalla

legge di friedel con il fattore f

Aumentando invece la durezza della particella anche se difficile da determinare perché molto

piccoli si vedra un incremento del punto di interesezione

 confronto fra la lath e la plate martensite 4p

Confronto fra lath e plate martensite Esistono due tipi di martensite ferro carbonio

LATH MARTENSITE

-Si forma con acciai a basso tenore di carbonio

-è formata a blocchi o placchette

-possiede numerose interfacce, che le conferiscono una specie di rafforzamento per bordo di grano

-è generata dal movimento di pacchetti di dislocazioni, generata dal movimento dell’interfaccia

glissile semicoerente ,(habit plane), muovendosi sposta gli atomi e creano martensite, esiste dunque

un elevata densità di dislocazioni circa 10^9/10^10 mm^-2 , cioè le stesse di un materiale molto

incrudito

-tipico negli acciai per molle con tenore di carbonio minore dello 0,5%

PLATE MARTENSITE

Sono presenti poche dislocazioni ma ricca di bordi tra un geminato e l’altro, chiamati geminati

appunto per la loro forma speculare degli aghi

- E una martensite geminata, Twinning, con delle placche a forme d’aghi - Sono degli aghi separati da una specie di costole

- La grandezza di questi aghi varia dai 10\100 nm sono molto piu piccole delle lath - Tipici degli acciai ad alto tenore di carbonio >1% - La geminazione avviene con geminazione indipendente il geminato conferisce stress elevati

pero elastici perché il movimento molto piccolo, fanno nucleare altri geminati , però

esistono anche zone dove lo stress inibisce la trasfromazione per cui esistono zone con

austenite residue quindi avviene che austenite si trasforma in martensite che provoca un

aumento di volume che genera stress a compressione che inibiscono la formazione di altra

martensite che lascia dunque austenite residua

- È possibile avere questo tipo di martensite anche in acciai altolegati esFe-Ni 30%ni

È lecito domandarsi cosa accade nella fascia di carbonio tra 0,5-1% di carbonio cosa succede e

con quale criterio viene preferita la formazione di una rispetto all’altra

In realta può esistere una coesistenza tra le due martensiti, per far generare la lath martensite

abbiamo bisogno di pacchetti di dislocazioni che si muovono per far generare il reticolo tcc

della martensite, è necessario che possono scorrere e devono avere un limite elastico

raggiugibile quindi τ> τcss solo cosi iniziano a muoversi le dislocazioni, aumentando pero la percentuale di carbonio rafforzo per soluzione solida l’austenite e quindi aumenta la sua τcss abbassando la temperatura le dislocazioni fanno più fatica a passare e a muoversi e sale ancora

di più τcss , quindi piu sale il c% piu è difficile formare la lath martensite e la critical shear stress sale talmente tanto che diventa operativa la geminazione che richiede τ piu alte.

 rafforzamento per trasformazione martensitica nelle leghe Fe-C: dettagliare i singoli contributi 6p

rafforzamento per trasformazione martensitica nelle leghe Fe-C:

dettagliare i singoli contributi è una trasformazione di fase che avviene senza diffusione chimica degli elementi, in realtà esistono

spostamenti ma semi atomici cioè frazioni di spostamento reticolare

La struttura martensitica si ottiene tramite un raffreddamento rapido in modo da portare a

temperatura ambiente una struttura stabile ad alta temperatura, le notevoli deformazioni reticolari

ostacolano le dislocazioni, nel caso della martensite ferro carbonio si passa dall’austenite che è la

fase metastabile cubica a facce centrate alla martensite tetragonale a corpo centrato.

La martensite che si forma dipende solo dalla temperatura e non dal tempo secondo l’equazione di

Koistinen e marburger 1-fv=eβ(ms-t). dove beta è una costante che vale -0,011 nel ferro carbonio, fv è la frazione in volume della martensite ms martensite start e t la temperatura alla quale siamo dato che dipende solo dalla temperatura questo tipo di trasformazione prende il nome di trasformazione ATERMICA. Si può ottenere martensite anche con l’applicazione di stress con temperature anche al di sopra di Ms. Il rafforzamento della martensite è dovuto a più fattori: 1 i bordi dei geminati si comportano in maniera simile ai bordi di grano nel caso della plate nel caso della lath le interfacce fra le placchette e in piu le dislocazioni gia presenti specie di rafforzamento per incrudimento 2 il carbonio è presente nelle lacune ottaedriche nella austenite, nella ferrite ne è presente pochissimo circa 0,016% esistono lacune interstiziali reticolari però il carbonio non vi entra nelle condizioni di equilibrio, il carbonio viene intrappolato all’interno del reticolo o viene assorbino ma non esce ,come gia accennato il passaggio da ccc a tcc crea molti stress residui e questo implica che le dislocazioni faranno molta più fatica a passare, per via dell’introduzione di campi elastici molto intensi 3 sempre grazie alla presenza del carbonio che andando a posizionarsi nella dislocazioni presenti ancorano cosi le dislocazioni richiedendo energia maggiore per il loro movimento 4 la diffusione del carbonio alla temperatura ambiente è molto lenta però diffonde creando adddensasmenti che ricordano fasi GP sui generis, formando cluster di atomi di carbonio , sono interstiziali non sostituzionali.

 rafforzamento per bordo di grano e legge di Hall-Petch 12p

RAFFORZAMENTO PER BORDI DI GRANO E LEGGE DI HALL- PETCH I BDG costituiscono degli ostacoli al movimento delle dislocazioni: Infatti in questa particolare

zona cambia l’orientazione del sistema di scorrimento inoltre i BDG sono regioni ad alto disordine

(discontinuità nel piano di scorrimento).Quando le dislocazioni incontrano il BDG si bloccano

perché nel grano successivo cambia l’inclinazione del piano di scorrimento.

Materiale con grana fine è più resistente di quello con grana grossolana perché il primo ha una

maggiore superficie di bordo di grano per impedire il movimento delle dislocazioni.

Per quantificare la variazione della tensione di snervamento in presenza del rafforzamento per

bordo di grano utilizziamo la legge di Hall-Petch in cui vediamo che all’aumentare del diametro

medio delgrano diminuisce il carico di snervamento infatti:

Per capire in cosa consiste la legge di Hall Petch partiamo dall’analisi del movimento di una

dislocazione. La tensione tangenziale da applicare sul piano di scorrimento per muovere una

discolazione è definita come:

Dove è lo stress di taglio sul piano di scorrimento mentre è dovuta ai meccanismi di

rafforzamento operanti ad esclusione del’ostacolo dei bordi di grano.

Consideriamo ora una dislocazione che deve superare un bordo di grano e chiamiamo L la distanza

dal punto in cui si è generata, considerato che per i cerchi di Mohr avremo che la

tensione che bisogna applicare esternamente per far arrivare la dislocazione al bdg è tale che :

Notiamo che se L cresce, cala e che L dipende da d infatti se d è piccolo anche L è piccolo.

A questo punto poniamo dove possiamo considerarla come una costante dovuta alla

statistica. Possiamo ora riscrivere sotto forma di equazione ciò che abbiamo scritto sopra dato che

abbiamo aggiunto una costante di proporzionalità, considerando inoltre che G è legato al modulo

elastico normale E :

Quando la dislocazione arriva al bordo di grano non è più sufficiente per farla attraversare perciò

si blocca e si creano nuove dislocazioni che vanno ad impilarsi dietro di essa.

Questo succederà per N dislocazioni e perciò si avrà :

N

A questo punto possiamo assumere questa serie di dislocazioni come una singola grande

dislocazione con modulo del vettore di burgers pari a Nb. Per far si che questa dislocazione possa

passare si deve avere che la tensione locale sul bordo di grano deve superare la tensione

caratteristica che rappresenta la resistenza intrinseca del reticolo cristallino quindi dovrà essere

E con indicheremo la tensione in testa all’impilamento definita come :

Avrò allora partendo dalla condizione limite e sostituendo il valore di N

Poniamo .

Questa legge non vale per grani troppo fini e neanche per quelli troppo grandi . definitiva

conviene avere leghe a grano fine e per far ciò: aumento velocità raffreddamento -uso affinatori di

grano TiB2.

Per grani molto piccoli d<100 nm ho se d piccolo N=1 la legge di hall petch

diventa Eb/d nelle condizioni critiche da qui posso trovare d* infatti ma

e allora 2E/k*) 2 sotto questo valore non vale la legge di Hall-Petch

I BDG costituiscono degli ostacoli al movimento delle dislocazioni:

-cambia l’orientazione del sistema di scorrimento

-i BDG sono regioni ad alto disordine (discontinuità nel piano di scorrimento)

Quando le dislocazioni incontrano il BDG si bloccano perché nel grano successivo cambia

l’inclinazione del piano di scorrimento Materiale con grana fine è più resistente di quello con grana

grossolana perché il primo ha una maggiore superficie di bordo di grano per impedire il movimento

delle dislocazioni Vale la legge di Hall –Petch in cui vediamo che all’aumentare del diametro medio

d del grano(caso policristallino) diminuisce il carico di snervamento. (σ0 e ks sono costanti; il

primo è lo snervamento in caso di monocristallo il secondo è un coefficiente di resistenza che mi

dice quanto è resistente il bordo del grano)

Quindi conviene avere grano fine e per far ciò: -aumento velocità raffreddamento -uso affinatori di

grano TiB2.

TECNOLOGIA DEI GETTI 1. descrivere la microstruttura del materiale ottenuto per colata (dendriti, fasi

secondarie, composti intermetallici indesiderati, inclusioni,...) 5p MICROSTRUTTURA DEL MATERIALE OTTENUTO PER COLATA (dendriti, fasi

secondarie,composti intermetallici indesiderati, inclusioni,...) 6P La microstruttura di pezzo ottenuto per fonderia dipende da 4 fattori: tipo di lega, tecnologia di colata, trattamento termico, forma e dimensione della seconda fase. In dipendenza del tipo di lega usato, cambiano gli intervalli di solidificazione. infatti con un breve intervallo di solidificazione (ΔT<50°C) si otterrà una microstruttura dendritica che cresce nella direzione del calore di solidificazione, dunque le dendriti andranno ad intersecarsi lasciando delle porosità combattute con l’utilizzo di materozze. Per intervalli più lunghi (50°< ΔT<100°) si nota che oltre alle dendriti già descritte, al centro del bagno possono nucleare dei cristalli di solido che cresceranno come dendriti equiassici, dando luogo a porosità disperse (zona pastosa). Con ΔT>100°C si otterranno poche o nulle dendriti colonnari ma molte equiassiche portando alla formazione di una grande zona porosa. La tecnologia di colata influisce sul tempo di solidificazione, infatti una solidificazione veloce favorisce la nuclezione delle dendriti che quindi saranno più numerose e di dimensioni minori con propietà meccaniche migliori per il pezzo. (es: velocità di raffreddamento in sabbia: 0.2°C/s, per la pressocolata 100°C/s). Nell’effettuare i trattamenti termici si otterranno delle modifiche alla microstruttura, infatti nell’invecchiamento artificiale del T6 si ha la precipitazione di seconda fase. Infine le particelle di seconda fase, caratterizzate dal Deq medio e dal fattore di forma f

e f=d/b

più la particella è grande e più si allontana dalla sfericità e più ho concentrazione di tensione e si arriva prima alla rottura. Quindi a seconda di f possiamo avere particelle sferoidali oppure aghiformi. Le particelle di seconda fase dovrebbero essere più fini possibili. Normalmente microstruttura del getto: chill zone(grani equiassici fini pareti fredde), columnar zone, Equiaxed zone(dendriti equiassiche, nucleazione omogenea). La proporzione tra zona colonnare e equiassica dipende da:

 surriscaldamento: Tcolata>Tfusione quindi alti gradienti maggiore crescita colonnare  composizione: Aumento elemento legante diminuisce ΔT e favorisce colonnare  inoculatori con affinazione grano: Riduce crescita colonnare  vibrazione e agitazione meccanica: Spezza dendriti e aumenta equiassica

In alcuni casi si può verificare nel getto la presenza di composti intermetallici che si formano durante il raffreddamento seguendo regola di Hume-Rothery, questi sono caratterizzati da un

reticolo cristallino diverso da quello dei metalli costituenti e possono variare le proprietà fisiche e meccaniche della lega dal momento che in determinate condizioni possono precipitare e dare vita a dei punti duri. La presenza di questi punti duri può essere nociva e declassare la qualità dei getti oppure può essere voluta di proposito come nella lega A332 con il 2% di Ni dove si forma il composto intermetallico stabile Al3Ni che da un indurimento per dispersione. Analizzando la microstruttura dei materiali per colata si possono notare anche delle inclusioni, queste possono essere di due tipi : Esogene se vengono dall’esterno come ad esempio frammenti di crogioli, agglomerati di sabbia degli stampi. O Endogene che dipendono dalla composizione chimica del metallo e da eventuali composti chimici aggiunti come ad esempio affinatori del grano in quantità eccessive.

2. parametri stereologici che descrivono la microstruttura di un metallo dopo solidificazione 4p

Parametri stereologici che descrivono la microstruttura di un metallo dopo solidificazione I parametri stereologici principali sono 3

- Deq , cioe il diametro che ha la stessa area della partiella quindi lo ricavo dal’area della particella generalmente varia da 1/10 micrometri

- F il fattore di forma che è B/A solitamente maggiore di 1 uguale ad uno quando abbiamo a che fare con un cerchio perfetto generalmente da 1-4 massimo

- SDAS (secondary dendrite arm spacing ) =L/n, faccio delle linee e misuro la lunghezze e il numero di bracci secondari ci sono generalmente 10/100 micrometri

Ovviamente tutti i parametri dipendo dalle zone , ad esempio una zona più in superficie avra

parametri stereologici diversi da una piu verso il nucleo del pezzo per via del diverso

raffreddamento subito dal componente

3. particolarità dello squeeze casting e caratteristiche meccaniche dei getti prodotti 4p

Particolarita dello squeeze casting e caratteristiche meccaniche dei getti prodotti Lo squeeze casting è una via di mezzo tra la colata e la forgiatura, per certi aspetti anche la colata a

pressione le caratteristiche principali:

- Si lavora con pressione dell’ordine di 200 Mpa - Non esiste porosità per via della compressione - L’idrogeno in soluzione solida sovrassatura. Con l’elevata pressione esce fuori - Si riescono a produrre pezzi con leghi di AlCu AlZn AlMg(cioe leghe serie 2xxx e 7xxx)

senza avere porosita con caratteristiche meccaniche come se fossero ottenuti da

deformazione plastica

- Eccezionale finitura superficiale - Tolleranza dimensionale più che eccellente - Microstruttura finissima con elevati valori di resistenza meccanica - Caratteristiche meccaniche migliori di tutte le tecniche dei pezzi ottenuti per fonderia - Il processo è automatizzabile e comporta elevati volumi di produzione - Si possono produrre getti in materiale composito con infiltrazione metalli liquito sotto

grande pressione di preforme di fibre ceramiche

- Composto da una parte stazionaria dove è presente il metallo che viene iniettato dal basso una parte in movimento che va a comprimere il pezzo.

4. metodologia della colata allo stato semisolido e microstruttura risultante 5p

5. confronto fra le caratteristiche dei getti ottenuti colando in sabbia o a pressione 5p

Confronto fra le caratteristiche dei getti ottenuti colando in sabbia o a pressione

Colata in pressione

Le caratteristiche della colata in pressione sono:

- Pressione discretamente alta circa 2MPa - Flusso liquido molto veloce - Costo molto elevato per questo viene usata solo in grandi volumi di produzione - Massa dei getti piccola - Forme relativamente semplici , per la difficolta di riempimento - Il ritiro liquido solido ma soprattutto l’intrappolamento dell’aria dovuto all’entrata veloce

del metallo conferiscono una porosità più elevata che per le altre tecnilogia produttive

- Finiture superficiali eccellenti grazie agli stampi che vengono bonificati e per dare resistenza ad usura vengono nitrurati gli stampi

- Le tolleranze sono strettissime - Microstruttura finissima - Caratteriste meccaniche alte ,se ben progettata ed eseguita ,perché si possono avere

intrappolamenti di gas danno una resistenza a fatica molto alta R anche molto elevata , non

si sa se si può fare un trattamento termico successivo al pezzo per via del blistering.infatti

non si fanno trattamenti termici T4 e T6, secondo neccessita al piu ricottura di distensione

per dare stabilità dimensionale e annullare tensioni residue

- Si evitano le saldature per la stessa ragione di prima - È sconsigliabile lavorazioni per asportazione di truciolo per via delle porosità se si devono

fare si deve asportare poco materiale

- Spessori minimi molto piccoli anche 1mm

Colata in sabbia E' la tecnologia che dà la più grande libertà possibile nella geometria dei

getti, che possono avere anche forme estremamente complesse

la sabbia è sempre l'involucro esterno del getto, ma i metodi sono due:

 nel metodo convenzionale la sabbia è legata in modo da fare una forma monolitica che racchiude la preforma a perdere del getto da produrre; quest'ultima viene poi eliminata e il metallo liquido viene colato nello spazio lasciato vuoto all'interno della sabbia

 nel metodo evaporativo (lost foam), un materiale cellulare facilmente volatile (di solito polistirene espanso) costituisce la preforma che non viene preventivamente eliminata, ma racchiusa da sabbia che è per lo più lasciata sciolta; durante la colata il metallo liquido occupa lo spazio del materiale cellulare, che evapora e brucia a contatto con il liquido

3. i costi di equipaggiamento e produzione sono bassi se si applicano a pochi pezzi 4. la superficie della sabbia porta naturalmente a scadente finitura superficiale infatti solitamente i pezzi

realizzati sono semilavorati, quindi si procede molte volte con un'altra lavorazione per avere il prodotto finito

5. l'accuratezza dimensionale è bassa Immissione del liquido grazie alla forza gravitazionale 6. la sabbia conduce male il calore, le velocità di solidificazione sono basse, grandi saranno le

dimensioni delle dendriti e basse le caratteristiche meccaniche dei getti

7. i vantaggi del lost foam sono i seguenti:

 la facilità di produzione delle preforme permette una maggiore produttività dei getti  non è necessario produrre il contenitore del metallo in sabbia legata, quella sciolta costa

meno e il processo dà vantaggi economici

 la pulituta dei getti dopo estrazione dalla sabbia è più facile ed economica

DIFETTI NEI GETTI

1. spiegare la porosità da ritiro in una lega con intervallo di solidificazione corto 5p

Spiegare porosità di ritiro nelle leghe con intervallo di solidificaizone corto Si parla di intervallo di solidificazione corto dai 0 ai 50 °C,

avere un intervallo di solidificazione corto comporta che la temperatura attuale non scende mai al di

sotto della temperatura di solidificazione questo comporta che non si vengono a formare dendriti

equiassiche, quindi non è si ha un elevata perdita di carico nel passaggio del liquido liquido

attraverso le dendriti, il liquido fluisce molto bene e alimenta bene il fronte solido fino ad arrivare

all’ultimo liquido che non può coprire tutto il ritiro allora si viene a creare la porosità da ritiro.

In questo caso le cavita sono dislocate in una parte ben definita e quindi è facile eliminare la cavità

e la porosità con l’inserimento di materozze , spostando cosi ritiro e porosità nelle materozze.

Ovviamente non p possibile eliminarla tutta la porosità quella che resta è interdentritica.

2. spiegare la porosità da ritiro in una lega con intervallo di solidificazione lungo 5p

Spiegare porosità di ritiro nelle leghe con intervallo di solidificaizone lungo La solidificazione direzionale è inefficiente perché il fronte del solido è più indietro dell’apice

primario delle dendriti si trova a grandi distanze oppure , più generalmente vengono a formarsi

dendriti equiassiche isolate sparse ovunque nel liquido. La mushy zone è di ampie dimensioni e

quindi le zone di fine solidificazione sono sparse ovunque per il solido e non posso più aiutarmi con

le materozze perché dovrei averle ovunque, posso però ad esempio nella lega di alluminio usare il

sicilicio che bilancia il ritiro volumetrico e aumenta la fluidità.

3. spiegare la porosità da idrogeno nei getti 6p

Spiegare porosità da idrogeno nei getti  L'idrogeno è un gas solubile in tutti i metalli liquidi; un po' anche nell'Al e Mg, in cui è il

solo gas capace di sciogliersi. La sua solubilità nel solido è invece praticamente nulla.

Non è così per tutti i metalli, per esempio nel Fe un poco di solubilità allo stato solido c'è.

Durante la solidificazione dell'Al e del Mg, l'H viene rigettato fuori dal solido sotto forma

molecolare e provoca la formazione di porosità, che appaiono come vuoti nei getti.

 La sorgente dell'H è principalmente l'umidità di provenienza atmosferica:

a. l'ossido superficiale che ricopre il liquido rallenta l'assorbimento, ma se si verificano disturbi che ne rompono l'integrità (come turbolenza fluida durante travasi e colata), la protezione diminuisce

e l'acqua presente nell'umidità dell'aria reagisce con l'Al:3H2O+2AlAl2O3(ossido superficiale)+6H(disciolto nel liquido)

b. vi può essere anche contaminazione dal riciclo di boccame umido o dall'utilizzo di scorie protettive (flux) umide derivanti da sali igroscopici

c. nel caso di colate in sabbia le forme stesse possono essere umide.

 La porosità da H si manifesta in due forme:

a. quanto vi è poco H si formano bolle sferiche nell'ultimo liquido che solidifica b. si formano vuoti interdendritici dispersi quanto vi è abbondanza di H

 Lo sviluppo di H può essere ostacolato da solidificazioni rapida come in conchiglia o

ancora di più in pressocolata, poichè rimane in soluzione solida sovrassatura.

 Si rimuove l'H dal bagno liquido facendo il flussaggio con gas inerti (nei confronti del

metallo, non è detto in assoluto), cioè facendo gorgogliare gas secchi puri come N, Ar o

Cl, il più efficace.

4. descrivere le condizioni in nei getti cui avviene porosità per gas intrappolati e

indicare le contromisure per combatterla 5p

descrivere le condizioni in nei getti cui avviene porosità per gas intrappolati e indicare le contromisure per combatterla

Versione prof

a) Fra i gas intrappolati nei pezzi si annoverano soprattutto soprattutto aria e poi, in secondo ordine, vapore e gas da combustione di lubrificanti. L'aria intrappolata è un problema soprattutto nella colata a pressione. E' un aspetto spesso trascurato, ma invece è importante, ed influenza profondamente la qualità e le caratteristiche meccaniche del getto. Se il liquido arriva in velocità, come nella pressocolata, sposta e comprime il gas che prima riempiva la cavità oppure lo assorbe come bolle compresse, che danno poi delle porosità centrali di grande entità, come esemplificato nella Figura sottostante.

b) Di qui l'opinione, spesso giustificata, che i pezzi che hanno sacche di gas intrappolati non sono trattabili termicamente, per non dare origine al blistering. Invece, se si rimuove l'aria dalla forma prima della colata, non ci sarà gas intrappolato e i pezzi saranno trattabili termicamente.

Le contromisure per eliminare o almeno mitigare il problema sono le seguenti:

1) il metodo più semplice di evacuazione del gas è quello di mettere dei piccoli canali di sfiato nel contenitore. Questo richiede grande esperienza e spesso si fa per tentativi ed errori.

2) Un metodo più costoso, ma ben più efficace, è quello di mettere sottovuoto (in realtà bassa pressione) l'interno della forma, risucchiando l'aria in un accumulatore prima della colata.

3) Altro metodo è quello di lavare l'atmosfera dentro lo stampo con soffiaggio di

ossigeno, che rimane il solo gas all'interno. Il metallo liquido reagirà poi con il gas

eliminandolo come strato di ossido superficiale. Il metodo non porta a risultati

apprezzabili se la velocità d'ingresso del liquido è grande.

4) Infine, si può applicare alla forma una camera di sfogo dove si raccoglie l'ultimo liquido con una parte del gas non ancora intrappolato. La forma deve essere fatta apposta per consentire il semplice spostamento del gas durante la colata. La camera di sfogo, per essere efficace, deve essere grande. Il metallo che la occupa va poi eliminato dopo la sformatura e questo implica uno scarto che ha un costo.

5. film di ossido nei getti di leghe leggere 4p

Film di ossido nelle leghe leggere Il metello liquido reagisce facilmente con l’ossigeno sia liquido sia che solido creando uno strato di

ossido(nelle leghe leggere puo essere Al3O2 o MgO quindi di natura ceramica).

- questo film galleggia nel liquido quindi ha una funzione di protezione dall’umidità dell aria - Per evitare che le pelli dell’ossido durante la fase di colata penetrino e interrompono la

continuita del metallo e comportandosi cosi da piccole cricche si deve evitare la turbolenza.

Se la colata avviene in modo turbolento questo film di ossido si speza e rimangono dentro

non riemergento più perché di densita simile a quella del metallo,. si può procedere con la

colata dal basso per evitare. Nella colata a pressione o in conchiglia si filtra il metallo fuso

con filtri ceramici che sono gli unici che possono resistere ad alte temperature. Quindi le

contro misure sono:

- Diminuire la turbolenza del liquido - Filtro ceramico - Colata in bassa pressione dal basso

6. indicare le cause d'insorgenza degli strappi a caldo nei getti e citare quali leghe di Al e Mg potrebbero esserne affette 5p

indicare le cause d'insorgenza degli strappi a caldo nei getti e citare quali leghe di Al e Mg potrebbero esserne affette Il grosso della contrazione avviene durante la solidificazione. Gli strappi a caldo (hot tears)

avvengono quando lo stress durante le ultime fasi di solidificazione supera la resistenza a traione

del metallo pastoso. Le fratture sono sempre intergranulari. La tendenza o meno alle cricche

dipende molto dal tipo di lega.

gli strappi a caldo( hot tearing) si formano in certe determinate condizioni ad esempio:

Contrasto geometricoin Zone di fine solidificazione, dove si ha un liquido pastoso e esiste un

pericolo di porosità che provocano stress che poi si vanno a sommare gli stress termico e di

contrazione di solidificazione , questi stress portano alla formazione di strappi a caldo

se l’ultima parte a solidificare è quella dove avviene il cambio di sezione allora si vengono a creare

stress elevati, per questo si tendono ad evitare queste zone o solitamente si inseriscono raffreddatori

in modo da non farla solidificare per ultima parte questa zone oppure si può aggiustare la

composizione chimica inserendo elementi fluidificanti che formano eutettici basso fondenti e che

danno degli ultimi liquidi molto fluidi che vanno nella zone delle cricche funzionando da

cicatrizzanti. Un classico esempio per questo è Al Si con un eutettico a 577°c inserendo il ferro

l’eutettico si abbassa, la fase liquida si prolunga ,anche se però il ferro è infragilente sacrifico

qualche inclusione per proteggere dagli strappi a caldo.

La Composizione chimica è anche un fattore che gioca sul favorire o meno sugli strappi a caldo ,

esistono leghe predisposte proprio a dare questi strappi a caldo ad esempio Mg-Zn o Al Cu , si può

pero inserire degli elementi di contrasto per queste leghe ad esempio Al Cu si puo inserire del ferro

solitamente presente come impurezza nel Mg Zn le terre rare contrastano strappi a caldo.

Quindi per evitare gli strappi a caldo si può:

- Cambiare la geometria del pezzo - Usare raffreddatori, nelle zone critiche ad alto ritiro o dove sono presenti intagli - Scegliere la composizione chimica della lega in modo coerente, e apportare le modifiche per

le leghe critiche come quelle sopra citate

Metodi per minimizzare il rischio di strappi a caldo:

- curare il disegno della forma evitando bruschi cambi di dimensioni della sezione del pezzo, perchè angoli, spigoli e soprattutto rientranze generano hot spots che inducono solidificazione finale isolata con vincolo volumetrico, come schematizzato nella soprastante Figura; al fine di contrastare i vincoli al ritiro volumetrico, l'uso di raffreddatori o isolanti termici nel posto giusto è benefico

- Impurezze, per esempio Fe nelle leghe di Al, se in quantità sufficiente, fluidificano l’ultimo liquido e accomodano il metallo pastoso allo stress

- grandi intervalli di solidificazione favoriscono il fenomeno, perché alla fine si ha poco liquido eutettico che può riempire e riparare le cricche

- è bene affinare il grano il più possibile per disperdere l'ultimo liquido che solidifica, che non deve quindi essere concentrato in pochi bordi di grano.

7. difetti superficiali nei getti 4p

Difetti superficiali nei getti Gocce fredde

Pregiudicano la stabilità strutturale , quando avviene la colata ,se fatta in modo turbolento, degli

schizzi di metallo fuso si attaccano al contenitore che solidificano prima che il resto del liquido

arrivi, ancor prima che arrivi l’altro metallo fuso uno strato di ossido ha ricorperto la goccia e

quindi non si miscela più con il fluido e si salda nella doccia.

Giunzioni fredde (cold shuts)

Avviene quando due fluidi freddi che stanno solidificando si incrociano , capita spesso nelle forme a

più canali di alimentazione quindi se la temperatura è quella giusta invece che mescolarsi si saldano

come le gocce fredde e quindi si crea un interfaccia di separazione (FOTO), si può ovviare usando il

minimo di canali di alimentazioni e cercando di fare arrivare il liquido più caldo possibile.

Reticolo di bave (heat check fins)

Tipico della colata in pressione, dato che lo stampo lavora a fatica , si innescano nello stampo stesso

delle cricche le quali si propagano e si moltiplicano lentamente.

Il liquido dell’oggetto può entrare in queste cricche che olidificano e creano delle creste queste

creste creano delle piccole bace sul pezzo che pregiudicano esteticamente e meccanicamente il

pezzo anche per questo motivo non hanno durata lunga questi stampi.

SOLUZIONE PROF

 gocce fredde, che si creano se la turbolenza del liquido genera schizzi; le gocce che si separano solidificano prima che il fronte generale del liquido le raggiunga e, una volta inglobate, saranno separate fisicamente dal resto del solido con un'interfaccia di ossido; le gocce fredde funzionano un poco come macroinclusioni

 giunzioni fredde ("cold shuts"), che si generano quando due flussi di liquido separati s'incontrano senza mescolarsi, creando un'interfaccia parzialmente ossidata fra i due flussi, come schematizzato nella Figura sottostante; il problema viene dal fatto che la solidificazione è troppo rapida durante la colata e quindi il liquido è già troppo freddo prima di fine colata e perde fluidità; è un problema che si manifesta per lo

più nella colata a pressione, e si previene curando meglio i canali di alimentazione e

controllando la temperatura delle pareti, che non deve essere troppo fredda

Rappresentazione schematica delle giunzioni fredde di due diversi flussi di liquido che

s'incontrano e fanno fatica a saldarsi.

 reticolo di bave ("heat check fins"), visibili nella Figura sottostante; sono una replica del reticolo di cricche che si forma sulla superficie dello stampo per fatica termica, e dentro le quali s'infiltra il metallo liquido. Questo solidifica dentro quelle cricche superficiali e poi viene estratto assieme al resto del getto, al quale rimane appiccicato, creando così un reticolo di piccole creste superficiali; affligge soprattutto i pezzi colati a pressione.

CARATTERISTICHE MECCANICHE DEI GETTI 1. differenza delle caratteristiche meccaniche dei getti (dipendenza dai parametri di

fabbricazione e microstruttura che ne deriva) rispetto alle caratteristiche dei semilavorati ottenuto per deformazione plastica (piastre, lamiere, barre,...) 5p

PECULIARITÀ DELLE CARATTERISTICHE MECCANICHE DEI GETTI

(DIPENDENZA DAI PARAMETRI DI FABBRICAZIONE E MICROSTRUTTURA CHE

NE DERIVA) ), differenza rispetto alle caratteristiche dei semilavorati ottenuto per

deformazione plastica (piastre, lamiere, barre,...) La modalità di fabbricazione influenza la microstruttura del getto soprattutto per quanto riguarda la

velocità di raffreddamento (sabbia 0,2 °C/s, conchiglia 5, squeeze casting 40, pressocolata 100, semisolido 10), che determina la finezza della microstruttura e quindi proprietà meccaniche diverse. Molto importanti sono anche la geometria del getto, la temperatura di colata, la geometria di alimentazione e la presenza o meno di raffreddatori. Un metallo puro ha una temperatura di solidificazione e presenta un fronte piano di solidificazione. Una lega ha un intervallo di solidificazione ed a seconda della sua ampiezza presenta una microstruttura diversa. Il getto solidifica con una struttura colonnare che si propaga in verso opposto a quello di scambio termico, se l’intervallo di solidificazione è breve (<50°C) si ha una solidificazione direzionale (con struttura colonnare) che favorisce il concentrarsi delle porosità in corrispondenza delle materozze opportunamente collocate. Se invece l’intervallo di solidificazione è ampio (>110°C) si ha una struttura meno colonnare ed equiassica in zone lontane dalle pareti, si hanno porosità diffuse che abbassano molto le caratteristiche meccaniche. Con velocità di raffreddamento elevate (ordine di 100 K/s) si ottengono microstrutture molto fini. Partendo dalla legge di Chvorinov , con dei passaggi matematici ci riconduciamo all’allungamento percentuale a rottura

Ovvero possiamo dire che all’aumentare della dimensione della cella dendritica l’A% decresce. In presenza di dendriti di grosse dimensioni le dislocazioni si addensano ai bordi di grano provocando una rottura del pezzo anticipata rispetto al caso di dendriti piccole a cui fanno capo caratteristiche meccaniche migliori. La resistenza a snervamento non dipende dalla dimensione della cella dendritica perché il moto delle dislocazioni dipende dalla resistenza intrinseca del reticolo. Dunque abbiamo visto che nel caso dei getti il DAS (dendrite arm spacing ) eil parametro L(dimensione della cella dendritica) hanno una forte influenza sulle caratteristiche meccaniche oltre a questi parametri sono importanti Il Deq (diametro equivalente delle particelle di seconda fase) e il parametro f (fattore di forma della particella di seconda fase) che forniscono informazioni riguardo le proprietà meccaniche di un getto, infatti, tanto più è grande e tanto più f è diverso da 1 maggiormente fragile sarà il getto (meno duttile). Fatte queste considerazioni possiamo confrontare le proprietà dei getti con quelli dei semilavorati ottenuti per deformazione plastica . La differenza principale tra le leghe utilizzate nei semilavorati per deformazione plastica e le leghe da fonderia sta nel fatto che per le prime resistenza e duttilità sono caratteristiche opposte, cioè alta resistenza a trazione comporta bassa duttilità e viceversa ( esempio acciao DC04 da stampaggio profondo allungamento a rottura circa 35% e resistenza a trazione circa 250 Mpa, acciaio per molle allungamento a rottura circa 15% e resistenza a trazione di 1500 Mpa) mentre nelle leghe da fonderia si vede che alta resistenza a trazione comporta alto allungamento percentuale e questo perché non si arriva mai a strizione perché in questo materiale la trazione comporta l’insorgere delle cricche e la loro crescita e dunque se la lega è duttile riesce a resistere bene alle cricche. Inoltre è possibile notare come nei semi-lavorati ottenuti per deformazione plastica le proprietà meccaniche siano anisotrope e dipendano dalla specifica direzione di lavorazione secondo la quale sono state ottenute ( ad esempio pezzi laminati o trafilati), Non presentano effetti di scala come i getti e le proprietà tabellari sono molto affidabili a differenza dei getti dove è presente una sovrastimatura del 20% circa.

2. andamento della resistenza a trazione e allungamento a rottura nei getti 6p

Andamento della resistenza a trazione e dell’allungamento a rottura nei getti

Ovvero possiamo dire che all’aumentare della dimensione della cella dendritica l’A% decresce. In presenza di dendriti di grosse dimensioni le dislocazioni si addensano ai bordi di grano provocando una rottura del pezzo anticipata rispetto al caso di dendriti piccole a cui fanno capo caratteristiche meccaniche migliori. La resistenza a snervamento non dipende dalla dimensione della cella dendritica perché il moto delle dislocazioni dipende dalla resistenza intrinseca del reticolo.

3. effetti di scala (influenza del volume) nelle proprietà meccaniche dei getti 7p

Effetti di scala (influenza del volume) nelle proprietà meccaniche dei

getti I valori tabellari delle proprietà tensili dei getti sono dei valori tipici. Infatti, per quanto riguarda i dati reali di Rm e Reh si ha che sono circa il 20% inferiori a quelli tabellari. Il motivo principale di ciò sta nel fatto che le caratteristiche meccaniche sono variabili da zona a zona nel getto a causa della diversa velocità di raffreddamento locale che quindi favorisce la formazione di microstrutture più o meno fini. Per determinare la probabilità di rottura di un getto, si utilizza la statistica di WEIBULL. Si definiscono:

 V è il volume del pezzo o della zona sollecitata che interessa (“è un fattore di scala”);  σ0 è la soglia di tensione al di sotto della quale non vi può essere rottura (di solito si prende pari a 0);  V0 è un volume rappresentativo del materiale (dipende dalla microstruttura; per esempio un grano

cristallino o la cella dendritica);  σmed(V0) è il valor medio della tensione di rottura nel volume rappresentativo;  w è l’esponente di Weibull, se è basso indica un’elevata dispersione nei valori di resistenza, viceversa una

bassa dispersione (per la resistenza statica si hanno i seguenti valori tipici: vetro(5), ceramica(10), metalli laminati(80), metalli forgiati(50), getti in lega di Al (30), getti in lega di Al “premium quality”(50));

 P è la probabilità cumulativa di rottura;

Assumendo σ0=0, e eseguendo alcuni passaggi:

Introducendo le coppie di dati sperimentali (R, P), facendone la regressione, si ricava la retta la cui pendenza è w e dall’intercetta si ricava σmed(V0). Esempio di dati relativi alla lega A356 T6: Si nota a livello più pratico che all’aumentare di V aumenta P, infatti se V è grande il tempo di raffreddamento sarà più lungo, allora saranno f grande e Deq grandi, dunque avrò dendriti più grosse, per cui calano resistenza a trazione e allungamento a rottura e soprattutto se V è grande il getto avrà molti difetti.

4. dispersione delle caratteristiche meccaniche dei getti e statistica di Weibull 8p

Dispersione delle caratteristiche meccaniche dei getti e statistica di Weibull

I valori tabellari delle proprietà tensili dei getti sono dei valori tipici. Infatti, per quanto riguarda i dati reali di Rm e Reh si ha che sono circa il 20% inferiori a quelli tabellari. Il motivo principale di ciò sta nel fatto che le caratteristiche meccaniche sono variabili da zona a zona nel getto a causa della diversa velocità di raffreddamento locale che quindi favorisce la formazione di microstrutture più o meno fini. Per questo inconveniente spesso i dati sono forniti come distribuzioni gaussiane :

USARE W IINVECE CHE M

La probabilità cumolativa di rottura per un valore di resistenza R è l’integrale della densità di distribuzione da -inf ad R. dato che privo di significato fisico questo allora si usa la densita di probabilità per stimare la probabilita cumulativa di rottura in un intervallo j dove Rmed,j è il valore medio di resistenza di quell’intervallo stesso, si sceglie l’ampiezza dell’intervallo attorno alla media come multiplo intero di z della deviazione standard s, e quiindi stimare quanti dati sono distribuiti attorno al valore medio prefissato in un intervallo. L’approccio con la distribuzione normale sensato solo per materiali duttili con A%>10% raggiunto solo in poche leghe da getto In quest molto spesso si verifica rottura senza strizione, cioe curva di trazione è solo crescente al crescere della duttilità aumenta pure la resistenza Con le gaussiane non si tiene conto della velocità di solidificazione che variano da sezione a sezione Spesso si corregge l’incertezza delle gaussiane con i CASTING FACTORS(Coeff di sicurezza) , che sovradimensionano i pezzi. Le proprieta sono stimate da provini colati a parte della stessa colata e solidificati con la stessa velocita di raffreddamento È meglio usare la statistica di weibull che permette di tenere conto indirettamente di alcuni parametri fisici influenti come anche i difetti, si definiscono:

 V è il volume del pezzo o della zona sollecitata che interessa (“è un fattore di scala”);  σ0 è la soglia di tensione al di sotto della quale non vi può essere rottura (di solito si prende pari a 0 al fine di

semplificare );  V0 è un volume rappresentativo del materiale (dipende dalla microstruttura; per esempio un grano

cristallino o la cella dendritica)a volte ci sono ambiguità e difficolta nella sua scelta e si ci accontenta di un volume medio di calibrazione;

 σmed(V0) è il valor medio della tensione di rottura nel volume rappresentativo;  w è l’esponente di Weibull, se è basso indica un’elevata dispersione nei valori di resistenza, viceversa una

bassa dispersione (per la resistenza statica si hanno i seguenti valori tipici: vetro(5), ceramica(10), metalli laminati(80), metalli forgiati(50), getti in lega di Al (30), getti in lega di Al “premium quality”(50));

 P è la probabilità cumulativa di rottura;

Se aumenta ovviamente V nell’equazione doppio logaritmo si diminuisce la probabilità di sopravvivenza 1-P e si aumenta la probabilita di rottura La probabilita di rottura ha un effetto di scala perche dipende dal volume del pezzo infatti getti più grandi avranno probabilita più alta di rompersi perché sono presenti dendriti più grandi dati i tempi di solidificazione più lunghi e anche per la presenza statistica di maggiori difetti come film di ossido inglobamento aria strappia caldo giunzioni a freddo.

5. resistenza a fatica dei getti 6P

Resistenza a fatica dei getti Il limite a fatica per le leghe leggere non esiste solitamente si definissce il limite a fatica per le altre

leghe come σlim,7 che intende la resistenza a 10^7 cicli Le prove per resistenza a fatica si effettuano per flessione rotante (r=-1) min/max

Per l’acciaio se non conosco la resistenza a fatica a 10^7 come tentativo posso prendere R/2

Per le leghe leggere questo non vale la σlim,7 indica la resistenza a fatica per 10^7 e non la resistenza limite a fatica

Nel caso di presenza di difetti si introduce σlim,dif,7 che comunque è sicuramente minore di σlim,7 in presenza di difetti si va a definire un area del difetto dalla quale si definisce la lunghezza del difetto

come l=(area)^1/2

Larea è quella del più grande difetto in superficie ,sulla quale si ipotizza che parte la cricca a fatica,

che si trova facendo un numero di prove. Se vi sono più difetti vicini si fa l’inviluppo dell’area della

superficie che contiene tali difetti

Si ha che

nel caso invece è>1400

queste formule deriavno da murakami-ueno se la dimensione del difetto diventa piccola la σlim,dif,7 aumenta, se l’area del difetto tende a zero allora la σlim,dif,7 tende a σlim,7 , la σlim,7 è un valore costante che si determina statisticamente attraverso prove sperimentali e rappresenta il limite

sueriore della resistenza nel caso di pezzi che hano presenza di difetti. È possibile calcolarsi cosi

l’area minima per la quale tale formula non vale più.

ALLUMINIO DA FONDERIA

1. vantaggi e svantaggi dell'uso di Al da fonderia nel settore trasporti, applicazioni conseguenti 6p

Vantaggi e svantaggi dell’uso di Al da fonderia nel settore trasporti, applicazioni

conseguenti Il circa 40% dell’alluminio oggi è usato per fonderia, c’è una crescita sempre maggiore per via della

sua applicazione in campo automobilistico dove le severe leggi sulle emissioni applicano

indirettamente vincoli sul peso della autovetture, dove la bassa densità e le caratteristiche

meccaniche e il prezzo dell’alluminio lo mettono in cima alla lista del materiali utilizzati quando si

vuole leggerezza e adeguate caratteristiche meccaniche.

Nel campo automobilistico l’alluminio viene utilizzato per:

- Blocco motore - Cilindri e pistoni - Supporto motore-alternatore - Braccetti sospensione (fatti anche in ghisa) - Dumper - Carter, collettori ,carcasse, alloggiamenti etc..

Ha molti vantaggi l’uso dell’alluminio come :<

- È 100% riciclabile - bassa temperatura di fusione rispetto all’acciaio, - la sua notevole fluidità che aumenta con il Si - da anche un ottima finitura superficiale.

- È possibile alle volte fare anche trattamenti termici di tipo T6 che alzano ancora di più le caratteristihe meccaniche (non binari AlSi e neanche quelli fatti con colata a pressione

),quando non si può per via della porosità si fa il T5

Alluminio offre anche svantaggi :

- Esiste la problematica del ritiro da solidificazione, infatti non esistono getti di Al puro Elementi leganti come Cu e Mg non variano il ritiro volumetrico

- Il silicio ha effetti positivi perche il silicio solido ha la stessa densità della lega liquida e contrasta il ritiro, infatti nelle leghe ipereutettiche il ritiro è 1-2%

- Sono presenti difetti di fonderia come strappi a caldo, che avvengono nelle ultime fasi della solidificazione dove il ritiro volumetrico è impedito dalla massa circostante, può essere

abbassato il rischio affinando il grano con TiB2 siccome lo strappo a caldo avviene nei bordi

di grano, avendo pochi grani e grossi lo strappo è concentrato su di loro affinando il gran lo

distribuisco in una zona più vasta abbassando questo rischio si può anche evitare con il ferro

solitamente presente come impurezza.

2. leghe di Al da fonderia trattabili termicamente; finalità dei trattamenti e

caratteristiche ottenibili 6p

leghe di Al da fonderia trattabili termicamente; finalità dei trattamenti e caratteristiche ottenibili 6p

Generalmente le leghe di Al da getto trattabili termicamente sono la 2xx.0, 3xx.0, e la AlSi18CuNiMg, in particolare tra le 3xx.0 troviamo le premium quality A356 e A357 nelle quali l’effetto dei trattamenti termici è fortemente positivo. Per quest’ultime infatti a seguito di un T6 si riesce a raddoppiare il limite elastico e ad avere anche un incremento nell’allungamento %. Andando ad analizzare le leghe sopra elencate, per quanto riguarda la 2xx.0 ritroviamo un possibile T6 il quale genera un alto limite elastico e un buon allungamento, tuttavia si riscontra un’alta tendenza al ritiro e agli strappi a caldo, mentre la lavorabilità è elevata. Le 3xx.0 generalmente vengono anch’esse trattate T6 ottenendo buoni limiti elastici, basse probabilità di strappi a caldo e ritiri, mentre la lavorabilità è diffusamente bassa. Per la AlSi18CuNiMg vi è la possibilità di fare sia T6 che T5 entrambi nel caso di colata in conchiglia, i quali generano positivi valori di limite elastico ma bassa lavorabilità.

3. effetto del Si nelle leghe di Al da fonderia 7p

Effetto del Si nelle leghe di Al da fonderia Il silicio inserito nelle leghe di alluminio ha molti effetti tra i quali:

- Migliorarne la colabilità per via del delle elevate energie in gioco, ci sta tanto a solidificare (per fondere un Kg di al sono necessari 395 KJ invece per un kg di si 1810KJ), questo evita

anche la porosità nella lega.

- Le leghe contenenti silicio danno poco ritiro volumetrico che è funzione del silicio presente per via del fatto che il silicio ha la stessa densità dell’alluminio liquido quando è solido

questo contrasta il ritiro

- Le leghe con il silicio hanno un ottima resistenza alla corrosione, l’alluminio è ottimo come resistenza alla corrosione perché si passiva formando uno strato superficiale nel pezzo

stabile non poroso e aderente alla superficie, il silicio al più migliora questa proprietà ma

non la peggiora

- Le leghe alluminio silicio sono saldabili, non saranno ovviamente saldature ad alta resistenza, interessante anche per eventuali riparazioni

- Hanno un coefficiente di espansione termica basso , questo permette di ridurre le tensioni residue all’interno del pezzo infatti durante una saldatura si va a fondere una zona, lasciando

quindi un gradiente di temperature nel pezzo questo gradiente genera delle tensioni residue

alle volte anche vicino allo snervamento che crea problemi di resistenza a fatica e stress

corrosion cracking.

- Il silicio da rafforzamento per dispersione, non per precipitazione per via della grandezza dei precipitati

- Data la durezza delle particelle di silicio i componenti di questa lega danno un usura maggiore degli utensili di lavorazione

- Il silicio da anche una resistenza all’usura in vantaggio. 4. composizione, microstruttura e proprietà delle leghe binarie Al-Si 6p

Composizione microstruttura e proprietà delle leghe binarie Al-Si Le leghe binarie sono le leghe della serie 4XX.Y secondo AA alluminium ass.

La lega tipica di questa famiglia è la 413.0 (AlSi13Fe)

È una lega fragile, che viene utilizzata solitamente dove non si richiedono elevate prestazione

meccaniche, come ad esempio pezzi a parete sottile, cavi o tubi pressurizzati i quali non sono

soggetti ad elevate sollecitazioni.

I valori delle caratteristiche variano da getto a getto ovviamente.

Se la lega è di tipo ipoeutettico la presenza di ferro è una cosa non voluta, per via del fatto che si

viene a creare il composto beta AlFeSi in struttura aghiforme che peggiora notevolmente le

caratteristiche meccaniche, allora si aggiunge del Mg per migliorare le caratteristiche, e si trasforma

la struttura aghiforme in una struttura a scrittura cinese che è meno dannosa. Nel caso di lega eutettica si ha un elevata quantità di silicio e tali leghe si prestano bene per colate a

pressione infatti non vengono solitamente trattate termicamente questo tipo di leghe, questo può

anche causare strappi a caldo e in questo caso il ferro non è più un impurezza indesiderata ma lo si

aggiunge in quanto forma liquido bassofondente che funge da cicatrizzante.

Hanno inoltre :

- Elevata fluidità - Poco ritiro - Bassa tendenza alla corrosione - Sono leghe saldabili - Poco lavorabili

5. composizione, microstruttura e proprietà delle leghe Al-Si-Mg da fonderia 6p

COMPOSIZIONE, MICROSTRUTTURA E PROPRIETÀ DELLE LEGHE AL-SI-MG 7P Sono leghe della serie 3xx.y aventi circa il 7%Si e 0,3-0,5%Mg, sono molto utilizzate come componenti strutturali in meccanica e aeronautica soprattutto le leghe 356 e 357 ottenute per colata in sabbia e in conchiglia. Hanno le seguenti proprietà:

 Alte proprietà meccaniche (R circa 300MPa, A% circa 7%);  Buona fluidità grazie alla presenza del Si (buona colabilità);  Ottima tenuta a pressione;  Ottima resistenza a strappi a caldo  Buona resistenza a corrosione;  Buona saldabilità;  Bassa resistenza a caldo;

Queste leghe possono essere rafforzate con un T6 grazie alla presenza del Mg ottenendo il precipitato β’ (Mg2Si) nanometrico che favorisce una resistenza allo snervamento circa il doppio rispetto ad una lega Al-Si avente la stessa quantità di Si. Si ha inoltre un rafforzamento per dispersione di particelle di Si micrometriche. Deformando la lega plasticamente in trazione si ha la rottura delle particelle di Si o di β (fragili). In leghe modificate, con un T6 si migliora la duttilità in trazione poiché la solubilizzazione frammenta e arrotonda le particelle di Si. Si ha infragilimento dovuto al Fe se questo è maggiore del 0,2%, poiché si forma β (Al5FeSi) aghiforme e fragile; per ovviare a ciò si mantiene il Fe al di sotto del 0,2% o si inserisce in lega Mn favorendo la formazione di �� (Al5FeSi) a scrittura cinese (invece di β) che favorisce migliori proprietà meccaniche. La resistenza a fatica a basso numero di cicli viene incrementata facendo un trattamento T6, mentre ad alto numero di cicli la resistenza a fatica migliora solo facendo un T6

premium casting.

6. composizione, microstruttura e proprietà delle leghe Al-Si-Cu 6p

AL FONDERIA- COMPOSIZIONE, MICROSTRUTTURA E PROPRIETÀ DELLE

LEGHE AL-SI-CU 7P Sono leghe della serie 3xx.y, la lega tipica di questa famiglia è la A380 (“lega target per resistenza a creep”). Spesso si ha anche un po’di Mg<1%. Le tipiche applicazioni sono di tipo strutturale come blocco motore e pistoni (come la A332 con aggiunta di Ni al 2% che dà origine a intermetallici stabili Al3Ni che danno indurimento per dispersione e aumentano la resistenza ad alta temperatura). Se si ha un tenore elevato di Si, normalmente si ha anche un tenore di Fe (1-2%) che sfavorisce la formazione di cricche a caldo (dovute alla presenza di Cu) seppur forma β-Al5FeSi che è una struttura aghiforme e fragile (effetto meno dannoso delle cricche a caldo). Le composizioni più comuni sono con Si (3-10,5%) e Cu (1,5-4,5%); getti con basso Si% e Cu% si producono in sabbia e conchiglia, mentre, con alto Si (10%) sono colati a pressione; Effetto dell’alto contenuto di Si (>8%):

 Aumento resistenza all’usura (particelle di Si);  Colabilità favorita dalla fluidità e riduzione dei ritiri (390 con il 17% di Si per getti complessi);  Modificazione dell’eutettico con P, che forma AlP che è un nucleante per ottenere piccole particelle di Si;

Effetto del Cu:  Migliora la resistenza meccanica tramite rafforzamento per soluzione solida, per precipitazione e per

dispersione;  Migliora la lavorabilità all’utensile;  Peggiora la duttilità e la colabilità;  Peggiora la resistenza alla corrosione;  Favorisce la formazione di strappi a caldo (hot tearing);

Rafforzamento:  Si: soluzione solida e dispersione (micrometriche);  Cu e Mg: soluzione solida di Cu e Mg,  dispersione con ϑ(Al2Cu) e β(Mg2Si) e precipitazione con ϑ’(Al2Cu) e β’(Mg2Si) (nanometriche);

Trattamenti termici:  F grezzo di colata;  T5: si consegue un incremento della resistenza da modesto a buono;  T6: praticabile solo se il getto ha bassa porosità altrimenti si ha il blistering

7. confronto della composizione, microstruttura e caratteristiche meccaniche delle

leghe Al-Si e Al-Si-Cu 7P

CONFRONTO DELLA COMPOSIZIONE E MICROSTRUTTURA

DELLE LEGHE AL-SI E AL-SI-CU 7P Le leghe AlSi sono le leghe della serie 4xx.y mentre le leghe AlSiCu sono leghe della serie 3xx.y. Confrontando le due leghe:  Le applicazioni sono molto diverse: le leghe binarie AlSi hanno minore resistenza e se contengono molto Si

sono molto colabili e vengono impiegate per ottenere getti complessi e a parete sottile (scatola ingranaggi) aventi buona tenuta a pressione; invece, le leghe AlSiCu (con circa Si (3-10,5%) e Cu (1,5-4,5%)) sono usate per impieghi strutturali ove si necessita maggiore resistenza, la lega A332 con il 2% di Ni ha elevata resistenza a caldo (pistoni);

 Le leghe AlSi hanno rafforzamento per soluzione solida e per dispersione del Si ma non contengono elementi che favoriscono rafforzamento per precipitazione, mentre le leghe AlSiCu oltre al rafforzamento per soluzione solida e per dispersione (Si, ϑ(Al2Cu) e β(Mg2Si)) se soggette ad un trattamento T5 o T6 (solo se si hanno getti con poche porosità facendo attenzione al blistering) hanno rafforzamento per precipitazione di ϑ’(Al2Cu) e β’(Mg2Si);

 Dal momento che le leghe AlSiCu hanno un tenore di Cu, questo favorisce rispetto alle leghe binarie AlSi :

- migliore lavorabilità all’utensile; - peggiore colabilità; - migliore resistenza meccanica e peggiore duttilità; - peggiore resistenza a corrosione; - peggiore resistenza agli strappi a caldo. Si può aumentare la resistenza agli strappi a caldo inserendo nelle leghe AlSiCu 1-2% di Fe che però aumenta la fragilità (β).

8. modificazione dell'eutettico nelle leghe di Al contenenti Si (leghe ipoeutettiche e

ipereutettiche) 8p MODIFICAZIONE DELL'EUTETTICO NELLE LEGHE DI AL CONTENENTI SI

(LEGHE IPOEUTETTICHE E IPEREUTETTICHE) 8P Si esegue la modifica dell’eutettico per aumentare la velocità di nucleazione in modo da rendere le particelle di Si piccole e fibrose invece che grandi e aghiformi. Tale modifica comporta una migliore resistenza, migliore duttilità e tenacità a frattura ma allo stesso tempo un aumento dell’assorbimento di H (flussaggio indispensabile). La modifica dell’eutettico si esegue in due modi diversi a seconda della composizione della lega: LEGHE IPOEUTETTICHE (<12%Si): La modifica dell’eutettico si effettua inserendo Na (come sale di sodio o come metallo). Si ottiene un sottoraffreddamento di circa 12°C, si riduce inizialmente la nucleazione del Si ma scendendo di temperatura la velocità di nucleazione aumenta favorendo una bassa crescita. Se è presente P, si forma il composto AlP che essendo un nucleante di Si porta a formare grandi particelle di Si (fragilità). Aggiungendo Na (0,005-0,015% in massa) si neutralizza l’effetto del P formando NaP, ma ciò diminuisce l’effetto della modifica dell’eutettico e deve essere inserita una quantità maggiore di Na (problema della sottomodifica). Allo stesso tempo, se è presente troppo sodio si ha il problema della sovramodifica caratterizzata dalla formazione di AlNaSi che è nucleatore di Si. Occorre quindi partire da leghe povere di P (0,0005%) facendo inoltre un controllo attento della dose di Na efficace considerando anche il problema dell’evaporazione e ossidazione. Nell’utilizzo del Na come modificante si ha una minore fluidità del liquido e la perdita della modifica in caso di rifusione del metallo per cui si possono utilizzare in alternativa al Na, lo Sr o l’Sb. Con l’uso di Sr (0,02%) o di Sb (0,2%), si affina l’eutettico ottenendo caratteristiche comparabili alla modifica con Na, il maggior vantaggio è che non hanno il problema della sottomodifica e sovramodifica ed inoltre la struttura modificata si mantiene anche dopo rifusione. LEGHE IPEREUTETTICHE (>12%Si): Hanno molto Si che favorisce poco ritiro, maggiore fluidità e sono quindi maggiormente prodotte in conchiglia o a pressione. Si usano per getti a parete sottile dove la resistenza non è fondamentale (scatole per ingranaggi). La modifica dell’eutettico: Si fa un’affinazione dei cristalli primari di Si mediante l’aggiunta di P, ottenendo AlP che è nucleatore dei cristalli di Si (inoculazione).Per far ciò è necessario svolgere prima un flussaggio prolungato con Cl per eliminare H e impurezze come Ca Na e che diminuirebbero il P necessario per la modifica, quindi si aggiunge P e alla fine si effettua il flussaggio breve per eliminare l’H eventualmente entrato. In successivi riutilizzi, dovendo rieseguire il flussaggio si perde il P, che quindi deve essere introdotto di nuovo.

METALLURGIA DELLE POLVERI 1. effetto della porosità sulle caratteristiche meccaniche dei componenti prodotti

mediante metallurgia delle polveri 6p effetto della porosità sulle caratteristiche meccaniche dei componenti prodotti mediante metallurgia delle polveri

Per alcuni componenti, la porosità è introdotta intenzionalmente, come per esempio per la produzione di batterie, supporti, filtri, ma per lo più la porosità ha un effetto negativo per le caratteristiche di resistenza meccanica, duttilità, conducibilità termica. Si tende quindi ad avere un’alta densità nei componenti, arrivando ad ottenere il 95% della densità per avere dei pezzi che equivalgono i materiali densi. Inoltre oltre alla resistenza meccanica e alla tenacità, con la densità aumenta il costo, infatti sono necessari più particolari processi di produzione. Infine le proprietà fisiche come il magnetismo hanno stesso andamento delle proprietà meccaniche rispetto alla densità del componente.

2. peculiarità della metallurgia delle polveri e tipo di componenti prodotti 4p

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