Progetto di Materiali - Siti Personali | Libero …digilander.libero.it/beni82/materiali/progettoword.doc · Web view... al contrario dei comuni metalli a resistenza aumentata come

Corso di Laurea in Ingegneria MeccanicaIV Facoltà – sede di Milano Bovisa

A.A. 2003/2004

INSEGNAMENTO DI

MATERIALI

Professoressa E. Gariboldi

PROGETTO DI FINE CORSO:

CARATTERISTICHE DELLE LEGHE DI ALLUMINIO A

GRANO ULTRAFINE

AUTORI:LEONI RICCARDO 651937MOLTENI LUIGI 653961MONTORFANO ANDREA 651825MOTTA LUCA 651278

Caratteristiche dell’alluminio a grano ultrafine

INTRODUZIONE

Con il termine “nanomateriali” si intende l’intera categoria di materiali che

possiedono elementi di microstruttura con dimensioni inferiori al micron. Tra questi

possiamo distinguere le nanopolveri, le nanofibre, i nanostrati e i metalli a grano

ultrafine. Il presente lavoro verterà esclusivamente su questi ultimi, con particolare

riferimento alle leghe di alluminio.

I metalli a grano ultrafine (che in letteratura vengono sovente indicati con la

sigla UFG, acronimo di ultra-fine grained) sono caratterizzati dall’avere una

dimensione del grano dell’ordine del millesimo di millimetro o meno, invece che

qualche decimo come nei metalli comuni. Dimensioni tanto ridotte si ottengono non in

maniera termodinamica, cioè con i consueti metodi di affinamento come le bonifica

dell’acciaio, bensì tramite processi di deformazione plastica molto spinta (detta SPD:

severe plastic deformation) che agiscono sulle dislocazioni presenti nel reticolo

cristallino.

E’ noto che la resistenza meccanica di un materiale aumenta al diminuire delle

dimensioni del suo grano: appare chiaro come i materiali a grano ultrafine possiedano

ottime caratteristiche meccaniche – in termini di resistenza a trazione – che verranno

analizzate nel corso del lavoro. Tuttavia i metalli UFG possiedono anche un’altra

qualità che li rende molto interessanti: pur avendo un’alta resistenza, non presentano

fragilità, al contrario dei comuni metalli a resistenza aumentata come acciai temprati e

leghe leggere bonificate. Anche le ragioni di un comportamento tanto singolare

verranno discusse nel corso della trattazione.

Le ricerche sui metalli a grano ultrafine, iniziate solo da pochi anni, sono un

campo ancora aperto e parzialmente inesplorato; i risultati ottenuti nel mondo

scientifico sono ancora incompleti. Tuttavia il mercato ha mostrato un grande

interesse verso tale settore, con un benefico effetto sulla ricerca. Il grafico posto di

seguito – il quale rappresenta la crescita di pubblicazioni riguardanti le nanotecnologie

in generale – e’ un buon esempio di ciò; si auspica che i metalli, che sono stati tra i

primi materiali tecnologicamente rilevanti, siano anche fra i primi prodotti industriali

della nanoscienza.

2


Grafico 1: crescita delle pubblicazioni relative alla nanoscienza negli ultimi 20 anni

Lo scopo del nostro lavoro e’ presentare brevemente le tecniche di produzione

dei metalli UFG, soffermandoci in particolare su quella denominata ECAP. Dopo aver

compreso per sommi capi i meccanismi che portano alla formazione di micrograni, si

analizzeranno le caratteristiche meccaniche e tecnologiche di alcune leghe di

alluminio (in particolare Al-Fe, Al-Mg e Al-Cu) interessanti dal punto di vista

applicativo.

3


CAPITOLO I

I materiali UFG e i metodi per il loro ottenimento

Con il termine “grano” intendiamo una porzione continua di metallo definita da una

medesima orientazione dei piani cristallografici. I grani sono separati fra loro da

quello che viene definito come “bordo grano”, ossia la regione in cui piani cristallini

con differenti orientamenti si incontrano.

In genere, i grani si formano per un meccanismo di nucleazione ed

accrescimento durante la solidificazione, oppure per il processo di ricristallizzazione

ad alta temperatura, tuttavia i grani ottenuti in questo modo non raggiungono mai,

anche nelle migliori condizioni, dimensioni tali da poter essere qualificati come

“ultrafini”. Tuttavia e’ possibile ottenere dei nuovi grani partendo da quelli esistenti

grazie al moto delle dislocazioni che si dispongono in modo da separare alcuni piani

cristallografici; quando l’angolo tra due piani contigui e’ sufficientemente grande, si

può affermare di aver creato due nuovi grani. Svariati metodi sono stati inventati per

ottenere un affinamento del grano sfruttando il moto delle dislocazioni e sono

raggruppati sotto il nome Severe Plastic Deformation e includono i procedimenti di

Cyclic Extrusion-Compression, High-Pressure Torsion, Accumulative Roll Bonding,

Equal Channel Angular Pressing, Cold-Rolling, i quali sono tutti basati sul principio

di imporre alte deformazioni plastiche senza modificare né la forma né le dimensioni

del materiale, in modo da generare solo tensioni trasversali , le quali provocano,

tramite il moto delle dislocazioni, la formazione di sottograni, che avranno piani

cristallini con orientamento variabile.

Nel prossimo paragrafo sarà esaminata la tecnica denominata ECAP (equal-

channel angular pressing) che è considerata essere attualmente quella con più

prospettive di utilizzo industriale.

4


1.1 Principi dell’Equal-channel angular pressing

Il procedimento ECAP consiste nel forzare una billetta di metallo attraverso un canale

– calibrato sulle dimensioni trasversali del provino – composto da due segmenti che

tra di loro formano un angolo Φ, come da figura.

Figura 1: schematizzazione del procedimento ECAP

Durante la pressatura, il provino subisce intensi sforzi di taglio in corrispondenza

dell’attraversamento della sezione di raccordo fra i due canali. Tali sforzi sono

originati dalle forti deformazioni di scorrimento che il materiale è costretto ad avere

per poter seguire il percorso imposto. Spesso, per agevolare l’operazione, tra i due

condotti si pratica un raccordo che viene espresso tramite l’angolo caratteristico Ψ.

La deformazione totale impressa, per ogni passaggio nello stampo, si può esprimere in

funzione dei sopraddetti angoli caratteristici, tramite la relazione:

Equazione 1

In cui N rappresenta il numero di passaggi attraverso lo stampo.

5


Figura 2: geometria di uno stampo per pressatura ECA

Ovviamente tale relazione vale solo in condizioni ideali di puro scorrimento e

deformazione omogenea lungo la sezione trasversale del provino.

Se invece consideriamo le reali condizioni di prova, possiamo notare altri fenomeni

che influenzano la distribuzione degli sforzi nel materiale.

Nel caso in cui Ψ > 0 si possono osservare sollecitazioni flessionali dovute all’attrito

fra le parti. Inoltre, come si può notare dalla figura seguente, il provino non riempie

completamente lo stampo nella zona più esterna: ciò è stato visto essere in relazione

con la tendenza all’incrudimento del metallo trattato.

Figura 3: simulazione del comportamento del provino durante il processo

La distribuzione delle deformazioni, calcolata numericamente con una simulazione

agli elementi finiti, è la seguente:

6


Grafico 2: distribuzione delle deformazioni nel provino, calcolata con metodo FE

Come si può notare, le deformazioni iniziano nella sezione “interfaccia” tra i due

canali e sono massime nel materiale completamente trattato.

1.2 Condotta dell’Equal-channel angular pressing

Durante le sperimentazioni, sono state individuate 4 fondamentali modi di condotta di

una completa lavorazione ECAP, consistenti in diverse rotazioni del provino attorno

al proprio asse tra un passaggio e l’altro. Tali modalità, denominate in gergo route,

sono le seguenti:

Figura 4: esemplificazione delle routes

Route A: il provino non viene ruotato tra un passaggio e l’altro;

Route BA: dopo ogni passaggio il provino viene ruotato di 90°

attorno al proprio asse, alternativamente in senso orario e antiorario;

Route BC: il provino viene ruotato di 90° attorno al proprio asse

sempre in senso antiorario;

Route C: il provino viene ruotato di 180°.

7


Tra una route ed un’altra cambia l’orientazione dei successivi piani di scorrimento,

rappresentati dal seguente disegno:

Figura 5: posizione dei piani di scorrimento nelle diverse routes

Come invece si può notare dalla figura (6), dalla route scelta dipende, dopo un

numero determinato di passaggi, la deformazione totale dello immaginario elemento

cubico.

Si noti che nelle procedure BC e C, dopo 4 o 2 passaggi rispettivamente, le

deformazioni si compensano, in modo che venga restaurata la primitiva forma cubica

dell’elemento considerato. Ciò è particolarmente interessante dal punto di vista

applicativo in quanto consente la formazione di grani microcristallini che non seguono

un orientamento preferenziale (grani equiassici).

8


Figura 6: deformazioni impresse all’immaginario elemento cubico per diverse routes

1.3 Influenza dei parametri di processo sui risultati finali

I principali parametri di processo sono, oltre agli angoli caratteristici dello stampo, la

velocità di applicazione del carico e la temperatura di lavoro.

Come illustrato in precedenza, gli angoli determinano la deformazione totale imposta

al pezzo. Poiché il carico da applicare è direttamente correlato a quest’ultima, appare

chiaro come gli angoli determinino la forza da applicare al provino per forzarlo al

passaggio attraverso lo stampo. In particolare, maggiore l’angolo Φ, minore la forza

richiesta. Tuttavia è stato notato che, aumentando l’angolo Φ, diminuisce la

disorientazione fra i grani contigui, cosa che non può essere rimediata con successivi

passaggi. Si preferisce quindi operare con stampi che presentano un angolo fra i canali

prossimo a 90°.

La velocità di pressatura ha minore influenza sulla struttura microscopica ottenibile,

anche se è stato osservato che a basse velocità di lavoro si ottengono strutture più

equilibrate. E’ invece molto significativo l’effetto che la velocità ha sul riscaldamento

del pezzo dovuto alle deformazioni.

9


La temperatura di lavoro influenza molto il carico da applicare, grazie alla più elevata

deformabilità che i metalli hanno ad alta temperatura. Tuttavia in tali condizioni è più

difficile la formazione di grani della dimensione voluta proprio perché l’alta

temperatura innesca fenomeni di mobilità delle dislocazioni che le spinge ad

annichilarsi piuttosto che interagire per formare sottograni; inoltre si innescano

fenomeni di ricristallizzazione.

10


CAPITOLO II:

La microstruttura dell’Alluminio a grano ultrafine

Non è facile studiare i cambiamenti microstrutturali che avvengono durante un

processo di deformazione plastica come quello che è stato illustrato poc’anzi. E’

tuttavia fondamentale conoscere il comportamento della microstruttura (grandezza e

orientamento dei grani cristallini) durante il trattamento per poter scegliere al meglio i

parametri di necessari al fine di ottenere un materiale dalle caratteristiche ottimali.

Infatti, l’obiettivo di ogni metodo SPD è l’ottenimento di un materiale con grani

inferiori al µm, che presentano fra loro un alto angolo di inclinazione (maggiore di

15°). Poiché delle semplici osservazioni al microscopio ottico non fornirebbero tutte

le informazioni necessarie, bisogna ricorrere a tecniche avanzate di microscopia

elettronica come l’electron back-scattered pattern o EBSP. Con tale metodo è

possibile misurare sia la dimensione dei grani che l’inclinazione fra i piani cristallini

di due grani adiacenti. In questo capitolo verranno illustrati alcuni risultati

sperimentali legati all’evoluzione della microstruttura durante un trattamento di equal-

channel angular pressing.

2.1 Meccanismo di affinamento del grano

Ogni qual volta un materiale viene sottoposto a sforzi tangenziali, si provoca il moto

delle cosiddette dislocazioni a cuneo, ossia quelle originate dalla mancanza di un

semipiano cristallografico. Come si vede dalle figure, quando più dislocazioni si

allineano, i piani cristallini si inclinano fra di loro, definendo un bordo grano (e quindi

originando dei sottograni). L’angolo fra i piani cristallini di due sottograni adiacenti è

quello che sarà misurato tramite la tecnica EBSP.

11

Figura 7

Meccanismo di creazione di un bordo grano a causa del moto delle dislocazioni e definizione dell’angolo di disorientazione θ


Nel momento in cui più “file” di dislocazioni si incontrano, generano una “cella” che

costituisce un vero e proprio bordo di grano; tuttavia solamente quando l’angolo

raggiunge un certo valore è possibile affermare che si sono creati dei nuovi grani e

non dei sottograni (v. figura 7).

Appare chiaro, quindi, come la grandezza del grano possa essere inversamente

correlata alle deformazioni imposte al pezzo: maggiore la deformazione totale

imposta, più piccolo sarà il grano ottenuto. Tuttavia non è possibile rimpicciolire a

piacere il grano: oltre un certo limite, che dipende sia dal materiale, sia dal processo

utilizzato, sia dai parametri del processo, le dislocazioni non potranno più muoversi

per formare sottograni e si sarà raggiunto il massimo grado di affinamento del

materiale.

12

Dislocazione a cuneo

Più dislocazioni provocano l’inclinazione dei piani cristallini, con la formazione di due sottograni.


2.2 Misura delle dimensioni dei grani

Per avere una misura dell’efficacia del trattamento, introduciamo il parametro LA:

in cui N>15° rappresenta il numero di piani cristallini inclinati di più di

15°, Δ la lunghezza dei bordi grano interessati e A l’area su cui è stata eseguita la

misura.

Un'altra misura utile sarà il rapporto N>15°/N>1.5° che dà informazioni sull’evoluzione

complessiva della microstruttura durante la prova. Si è scelto il valore di 1.5° come

soglia inferiore per le inclinazioni dei sottograni in modo da eliminare possibili false

letture, dovute a disturbi di fondo, che si avrebbero altrimenti.

Le prove sono state condotte deformando a temperatura ambiente, con procedimento

ECAP, un provino di alluminio commercialmente puro (Al 1050) con una dimensione

originaria del grano pari a circa 50µm; lo stampo presentava un angolo interno di 90°.

Come route di prova è stata scelta quella definita come Bc.

I risultati sono stati i seguenti:

Dopo 1 passaggio si notano già alcuni piani cristallini

fortemente angolati, che tuttavia sono in frazione notevolmente inferiore rispetto

agli altri; rimangono vaste zone che non hanno subito modifiche e c’è un’evidente

anisotropia. (figura 9a)

13

Figura 8Meccanismo di formazione dei sottograni dovuto al movimento delle dislocazioni


Dopo 2 passaggi si notano ancora direzioni preferenziali di

orientamento dei grani, anche se meno marcate rispetto al caso precedente; rimane

esigua la frazione di sottograni con un’alta angolazione (figura 9b)

Dopo 4 passaggi è sparita l’anisotropia, si notano sottograni

sufficientemente equiassici, tuttavia la struttura non è molto omogenea. (figura

9c)

Dopo 10 passaggi si è raggiunta una struttura abbastanza

omogenea e con una significativa frazione di sottograni ad alta angolazione: il

rapporto N>15°/N>1.5° è pari a 63% (figura 9d)

I grafici seguenti mostrano l’andamento del parametro LA e della dimensione della

“cella” in funzione della deformazione totale accumulata: questi parametri

confermano i risultati qualitativi ottenuti dallo studio delle immagini EBSP (figura 9:

14

Figura 9: mappe EBSP in cui i bordi grano vengono rappresentati con una linea sottile oppure spessa a seconda che l’inclinazione fra i piani cristallini di due grani adiacenti sia maggiore o minore di 15°


infatti il parametro LA>15° cresce in maniera pressochè lineare con la deformazione

accumulata e quindi con il numero di passaggi.

Grafico 3: evoluzione del parametro LA in funzione della deformazione

Anche la dimensione dei sottograni è legata alla deformazione totale accumulata;

nonostante i dati sperimentali siano pochi e piuttosto dispersi si può ipotizzare un

legame di proporzionalità inversa, in accordo con l’osservazione.

Grafico 4: evoluzione della dimensione del sottograno in funzione della deformazione

Il grafico 5 rappresenta sempre l’andamento della dimensione della microstruttura,

espresso tramite la sua densità: la crescita di quest’ultima è molto evidente, e sembra

avere un andamento asintotico al crescere della deformazione accumulata, tuttavia i

dati sono ancora più dispersi rispetto al caso precedente e sono relativi solo al valore

15


massimo della densità, la quale può avere valori piuttosto differenti da un punto

all’altro del materiale.

Le mappe successive rappresentano infatti la distribuzione della densità della struttura

nella sezione trasversale del provino, nel caso di, 1(a), 2(b) 3(c), 4(d) e 10(e) passaggi.

La sezione in esame è individuata dalla direzione assiale e da quella tangenziale del

provino, come da disegno, ed ha un’area di 1 mm2.

16

Grafico 6Mappe che rappresentano la distribuzione della densità nella sezione del provino, a seconda del numero di passaggi nello stampo, rispettivamente dopo 1, 2, 3, 4 o 10 passaggi.

Grafico 5

Evoluzione della densità della struttura microcristallina in funzione della deformazione (valore max)


2.3 Effetto di una seconda fase sull’affinamento del grano

Sono state condotte prove sperimentali per studiare il comportamento di un alluminio

legato che presenta delle particelle di precipitato, quando viene sottoposto ad un

trattamento ECAE (equal-channel angular extrusion, analogo all’ECAP).

Il materiale usato è una lega Al 8079 (1.3% Fe, 0.09% Si), processato a temperatura

ambiente dopo una ricottura che ha portato le dimensioni del grano intorno al

millimetro e ha omogeneizzato le particelle insolubili presenti; è stato usato come

materiale di confronto un alluminio al magnesio (0.13% Mg). Le prove sono state

condotte a temperatura ambiente, con uno stampo avente un angolo caratteristico

Φ=120°. Lo studio della microstruttura è stato condotto, come al solito, tramite

tecniche di microscopia elettronica.

I risultati ottenuti sono stati molto interessanti.

E’ stato osservato infatti che la presenza di una seconda fase insolubile (com’erano le

nostre particelle di Al13Fe4) rende più rapido e più efficiente il processo di affinamento

del grano, con conseguente miglioramento delle caratteristiche meccaniche.

Il primo grafico (grafico 7) mostra l’andamento della durezza nel materiale in

funzione della deformazione ε (ovvero del numero di lavorazioni): è molto evidente

come la lega 8079 mostri un aumento di durezza molto più rapido rispetto all’altra,

raggiungendo un valore pressoché costante dopo solo 5 passaggi, che l’Al-Mg

raggiunge solo dopo 15 lavorazioni. In entrambi i casi tuttavia si assiste ad una

saturazione, il che indica – come ci si aspettava – un limite superiore raggiungibile

nelle caratteristiche meccaniche.

17


Grafico 7: evoluzione della durezza in funzione della deformazione per le due leghe

Negli istogrammi sotto riportati invece viene espressa la distribuzione delle

angolazioni dei bordi-grano dopo, rispettivamente, 4 o 15 lavorazioni di estrusione.

Nel primo caso le due distribuzioni sono molto differenti: la lega Al-Mg presenta un

alto numero di bordi-grano a bassa angolazione ma una quantità molto esigua (quasi

nulla) di sottograni ad alta inclinazione, i quali invece sono già presenti – ed in

percentuali abbastanza rilevanti – nella lega Al-Fe, la quale evidenzia una

distribuzione più uniforme delle angolazioni dei bordi di grano.

Nel secondo caso le distribuzioni sono pressoché identiche: la lega Al-Mg ha

incrementato il numero di sottograni ad alta inclinazione riconducendosi ad una

ripartizione più uniforme; il grafico della lega Al-Fe è rimasto abbastanza simile al

caso precedente, riducendo comunque fin quasi ad annullarla la percentuale di bordi

grano a bassa angolazione.

In conclusione si può affermare che la presenza di una seconda fase insolubile

dispersa nel materiale migliora notevolmente il comportamento dell’alluminio

sottoposto ad un processo di deformazione plastica spinta. Tale miglioramento

consiste non già in un aumento di qualità del risultato finale – cioè in una dimensione

18


dei micrograni inferiore – ma in una maggiore rapidità nel

raggiungimento degli stessi risultati ottenibili con altri materiali. Le caratteristiche

microstrutturali che si otterrebbero dopo 15 passaggi con una lega monofase (Al-Mg)

sono stati ottenuti dopo solo 4 o 5 passaggi, il che porta a notevoli risparmi in campo

pratico. Quanto alle ragioni di tale comportamento, si può notare che le particelle

insolubili portano ad una più elevata presenza di dislocazioni nel materiale, e quindi le

stesse possono essere spostate con più facilità per formare nuovi bordi di grano e

quindi ottenere un affinamento del grano per deformazione plastica.

19

Grafico 8

Istogrammi che rappresentano la distribuzione delle angolazioni fra i grani dopo 4(a) o 15(b) passaggi, nel caso delle due leghe esaminate


CAPITOLO III

Lega Al-Fe

3.1 Introduzione

La lega Al-Fe, è una delle più interessanti per lo sviluppo di materiali ad alta

resistenza ed economici per applicazioni nell’industria automobilistica e aerospaziale.

L’aggiunta del ferro nell’alluminio può, infatti, aumentare la resistenza ad alte

temperature del materiale grazie alla presenza di particelle di seconda fase disperse

nella struttura. Purtroppo la solubilità del ferro nel reticolo d’alluminio è inferiore allo

0.03% ad alta temperatura, quindi questa lega non può subire il trattamento

d’invecchiamento. Per questo motivo la lega si presta perfettamente ad un

affinamento tramite SPD eseguita con la tecnica ECAP.

3.0 Descrizione della procedura sperimentale

La lega presa in esame ha subito un trattamento ECAP con l’applicazione di una

contropressione nel ramo secondario dello stampo, questo ha permesso di diminuire i

danni subiti dalla billetta, poiché si è venuta a ricreare una pressione idrostatica che

contrasta la formazione di cricche.

Figura 10 Apparato ECAP con controllo della contropressione

20


Le billette sono state create da lingotti ottenuti per fusione, tramite asportazione di

truciolo e le loro dimensioni sono 20x20x85 mm. Lo stampo presentava un angolo

=90° e la procedura è stata effettuata a temperatura ambiente ad una velocità di 2

mm/s seguendo la route Bc ripetuta a seconda dei casi 8 o 16 volte con valori di

contropressione di 40, 100, 250, 275 Mpa.

Per studiare gli effetti dell’invecchiamento, i campioni sono stati ricotti in aria a 100-

300 oC per un tempo variabile tra i 15 e i 300 min.

La prova di microdurezza Vickers è stata eseguita applicando un carico di 1 kg per 15

s, mentre la prova di trazione è avvenuta a temperatura ambiente con una velocità di

deformazione di 10-3 /s. I campioni per la test sono stati “tagliati” in direzione

longitudinale trasversale dalla billetta tramite elettroerosione.

3.3 Caratteristiche della microstruttura

Le figure 11 a, b mostrano la tipica microstruttura dell’Al-5 Fe al microscopio ottico

prima e dopo l’ECAP.

La lega ottenuta da fusione presenta una matrice d’eutettico con globuli di Al13Fe4 di

taglia media di 2 m più Al13Fe4 primario (grosse particelle) e secondario. Il volume

d’Al13Fe4 primario è del 13% con spessore e lunghezza massima di 10 x 80 m.

Il trattamento di deformazione ha portato alla frattura dell’Al13Fe4 primario e alla

formazione di particelle più piccole (5x10 m) e uniformi, la struttura così ottenuta

consiste in due fasi: una matrice metallica duttile e una intermetallica distribuita.

Figura 11 Microstruttura dell’Al-5 Fe prima dell’ECAP (a) e dopo (b)

La grandezza media dei grani della matrice d’alluminio è riportata nella seguente

tabella:

21


Tabella 1 Grandezza media del grano della matrice d’alluminio per differenti condizioni d’ECAP

3.4 Caratteristiche meccaniche

3.4.1 Microdurezza

Dal grafico 9 si può notare che la microdurezza aumenta notevolmente fino al

secondo passaggio nello stampo per poi non subire notevoli cambiamenti nei

successivi, ciò si è riscontrato per ogni livello di contropressione anche se con valori

massimi di durezza diversi, come vedremo in seguito.

Grafico 9: Dipendenza della microdurezza rispetto al numero di passi con contropressione di 275 Mpa

Più interessante la dipendenza tra HV e contropressione, infatti, come mostrato nel

grafico 10 la durezza diminuisce all’aumentare del carico indicando indirettamente un

aumento della duttilità.

22


Grafico 10: Dipendenza della microdurezza rispetto alla contropressione dopo 8 passi

3.4.2 Lavorabilità e caratteristiche tensili

Le proprietà tensili dei campioni sono riassunte nella tabella 2

Tabella 2: Proprietà rilevate dopo la prova di trazione in diverse condizioni ECAP

I risultati mostrano che, in assenza di contropressione, le billette si rompono durante il

secondo passaggio nello stampo e che solo con una controspinta di 275 Mpa si riesce

a portare a termine il processo senza che non si riscontrino crepe (cracking).

L’ECAP porta ad un notevole incremento (da due a tre volte) del carico di rottura

(UTS) e snervamento (YS), ma soprattutto porta anche all’aumento della duttilità fino

a più del doppio.

Inoltre si nota come un aumento della contropressione, a pari numero di passi, porti ad

un significativo incremento di duttilità a scapito di una trascurabile perdita nel carico

di rottura, mentre un aumento del numero di passi migliora tutte le caratteristiche

tensili.

23


E’ stato anche verificato che le billette presentano una certa anisotropia, infatti, si

riscontra una minore resistenza allo stress (10-15%) e una maggiore duttilità nella

direzione trasversale rispetto a quella longitudinale.

Le caratteristiche delle curve sforzo deformazione dipendono dai parametri visti in

precedenza: si nota subito un notevole incremento della fase elastica e della

scomparsa della fase d’incrudimento tipica della lega ottenuta per fusione.

Grafico 11: Curve delle prove di trazione

3.5 Stabilita termica ed effetti dell’invecchiamento

Lo studio della stabilita termica, è stato effettuato tramite prove di microdurezza su

una billetta soggetta a 8 passi con una contropressione di 275 Mpa. Si può notare dai

grafici in figura 6, che si riscontra una stabilità della lega fino a 250 °C con un

massimo di durezza per una ricottura a 175 °C per 4 ore. Per temperature superiori ai

250°C si ha un progressivo ammorbidimento che porta il provino alle caratteristiche

della lega ottenuta per fusione.

Grafico 12: Dipendenza della durezza dalla temperatura e dal tempo di ricottura

24


3.6 Conclusioni

La lega Al-5Fe non può subire il trattamento ECAP senza

l’applicazione di una contropressione di almeno 275 Mpa

La struttura della lega subisce una forte raffinazione, che porta la

grandezza media del grano della matrice base a 325 nm e quella delle particelle di

seconda fase a meno di 10 μm.

Si riesce ad ottenere una soluzione solida supersatura nella matrice

d’alluminio con fino allo 0.6% di ferro, che permette il trattamento

d’invecchiamento altrimenti non possibile in questa lega.

Si ottiene un incremento dei carichi di snervamento e rottura, un

aumento della duttilità e della durezza; inoltre queste caratteristiche (tranne la

duttilità) possono essere incrementate con un trattamento d’invecchiamento non

possibile sulla lega ottenuta per fusione.

La lega è termicamente stabile fino a 250 °C

25


CAPITOLO IV

La lega Al-Mg 4.1 Materiali e procedura sperimentale

La lega presa in considerazione è Al-3Mg, la quale è stata ottenuta per fusione ma con

un raffreddamento differente a seconda della struttura che si voleva ottenere:

1. Omogeneizzata a 500 °C e raffreddata in aria per ottenere uno stato

soluzionato;

2. Raffreddata in forno con mantenimenti tra i 300 e i 150°C per ottenere uno

stato precipitato.

È stata effettuata una prova ECAP utilizzando un provino a sezione circolare con il

metodo della route A, in quanto in base ad alcune pubblicazioni questa potrebbe

essere la via migliore. I primi risultati hanno evidenziato come i due materiali si siano

comportati in maniera identica durante il processo e ai test meccanici, da ciò si è

dedotto che i precipitati Al-Mg sono stati troncati e in seguito risolubilizzati dalla

pesante deformazione.

Il passaggio successivo è stato quello di ricuocere i materiali a temperature che

variavano in un range tra i 150 e 250 °C per poi farli raffreddare in aria.

Infine è stata effettuata una prova di compressione sia sui materiali che hanno subito

la prova ECAP, sia su quelli che sono stati ricotti; il grafico ottenuto è il seguente:

26


Grafico 13: curve di compressione

4.2 Discussione dei risultati

Dall’analisi del grafico si può vedere come i due materiali si comportino in maniera

differente. Il materiale deformato plasticamente è molto resistente, come mostrato dal

carico di rottura intorno ai 550 Mpa; la curva di compressione ha un comportamento

parabolico senza alcuna discontinuità allo snervamento ma con un crescere ondulato

all’aumentare dello sforzo a causa del dynamic strain aging.

Il materiale deformato e poi ricotto presenta uno snervamento più marcato che

avviene per valori di sforzo minori, la parabola si interrompe con l’iniziare della fase

di incrudimento e riprende con andamento lineare, increspato per via del dynamic

strain aging anch’esso avente luogo a valori di sforzo minori.

Una completa analisi microstrutturale ha evidenziato come entrambi i materiali si

siano comportati identicamente all’ECAP, riguardo sia allo sviluppo della struttura

che alle susseguenti proprietà meccaniche.

La lettura dei risultati ha messo in risalto i vari cambiamenti microstrutturali dopo

ogni trattamento:

Il materiale appena deformato ha grani allungati di dimensioni inferiori al

micron con una alta densità di dislocazioni;

27


Con ricottura a 150°C lo si porta alla perdita di dislocazioni e

all’accorciamento del grano con la formazione di bordi grano trasversali nei

grani più allungati;

La ricottura ad alte temperature conduce ad un ingrossamento del grano e alla

comparsa di dislocazioni libere, con ricristallizzazione intorno ai 250°C; il

mantenimento a questa temperatura porta ad una duplice struttura, con regioni

ricristallizzate aventi grani di 5 micron, disperse in regioni non ricristallizzate

a grano fine.

È importante sottolineare il fatto che l’orientazione media tra due grani cristallini era

bassa e circa due terzi avevano un orientamento di meno di 15°, che evidenza la

presenza di numerosi low-angle grain boundaries.

I dati ottenuti sono i seguenti:

Tabella 3: caratteristiche microstrutturali e meccaniche dell’Al-Mg

Da come si è potuto capire notevole importanza è stata data al trattamento di ricottura,

il quale influenza considerevolmente la durezza e lo snervamento della lega; nei

grafici 14-15 si evidenzia questo fenomeno.

28


Grafico 14: durezza e carico di snervamento in funzione della temperatura di ricottura (1h)

Grafico 15: durezza e carico di snervamento in funzione del tempo di ricottura a 250°C

29


Il grafico 14 mostra l’andamento del carico della durezza e del carico di snervamento

in funzione della temperatura per la lega ricotta per 1 ora: si vede come la caduta dei

valori avvenga in maniera graduale all’aumentare della temperatura.

Il grafico 15 evidenzia l’andamento dello sforzo in funzione del tempo di ricottura per

la lega trattata a 250° C: si nota in questo caso come la caduta dei valori sia

immediata e si mantiene poi ad un valore abbastanza costante al crescere del tempo.

Da ciò si deduce che nel trattamento di ricottura la temperatura ha una notevole

influenza, poiché porta ad una perdita di dislocazioni che nel nostro caso è un aspetto

negativo in quanto diminuisce la resistenza del materiale.

Come già visto nella prova di compressione, le due curve presentano delle piccole

ondulazioni dovute al dynamic strain aging: anch’esso è influenzato dal trattamento di

ricottura.

Grafico 16: comportamento del dnamic strain aging in funzione della temperatura

Il Grafico 16 mostra come senza ricottura il fenomeno si presenti per elevate

deformazioni della lega, mentre aumentando la temperatura di ricottura questo si

verifica anche a deformazioni più basse.

L’ultima caratteristica influenzata dalla ricottura è il grado di incrudimento, il quale

aumenta – cioè il materiale incrudisce di più – all’aumentare della temperatura: questo

fenomeno è dovuto dal fatto che il effettuando il trattamento di ricottura diminuisce la

30


densità di dislocazioni libere di muoversi, e quindi il materiale tende ad incrudirsi

maggiormente; grafico 17 esplicita in maniera grafica il fenomeno.

Grafico 17: tasso di incrudimento del materiale in funzione della temperatura di ricottura

4.3 Conclusioni

In conclusione si può dire che il materiale deformato attraverso ECAP ha un elevato

valore di snervamento (392 MPa) e presenta il fenomeno del dynamic strain aging ad

elevate deformazioni, se effettuiamo un trattamento di ricottura i valori registrati in

precedenza variano a seconda della temperatura utilizzata, fino ad un valore minimo

di 140 MPa ottenuto con una ricottura a 250 °C per un’ora.

Questo fatto è dovuto ai soluti e i precipitati di Mg che nel caso del materiale

deformato o ricotto a 150 °C non sono bloccati dalla presenza di un notevole numero

di dislocazioni libere, mentre effettuando la ricottura ad elevate temperature gran

parte delle dislocazioni vengono rimosse; inoltre con tale trattamento si provoca una

parziale ricristallizzazione dell’alluminio, che annulla gli effetti del trattamento

ECAP.

31


CAPITOLO V

La lega Al-Cu invecchiata

Come ben sappiamo, la tecnica ECAP è stata sperimentata per incrementare le

caratteristiche meccaniche delle leghe metalliche in generale, attraverso il

meccanismo di affinamento del grano a livelli submicroscopici.

Recentemente gli studi fatti hanno confermato che per un ampio campo di leghe

commerciali dell’alluminio, il risultato del processo ECAP è stato quello di un

comune incremento del carico di snervamento delle leghe già dopo la prima passata

seguito da una notevole riduzione della deformazione totale a rottura.

Inoltre ci si è soffermati sull’effetto di un possibile trattamento termico di

invecchiamento della lega e si è potuto riscontrare che la seguente successione di

operazioni:

trattamento termico di solubilizzazione dei provini

pressatura tramite ECAP

invecchiamento a bassa temperatura

è molto efficace nell’aumentare la resistenza a temperatura ambiente di questi

materiali.

Le conseguenze della serie di passaggi sopra menzionati sono sostanzialmente quelle

di ottenere una lega a più alta densità di dislocazioni e quindi con una notevole

percentuale di precipitati finemente dispersi.

L’obiettivo del presente studio è quello di investigare gli effetti del trattamento

termico di invecchiamento post-ECAP sulla lega Al 2024. La lega è stata

solubilizzata, cioè riscaldata ad una temperatura tale da essere in presenza di una

soluzione solida omogenea e successivamente si è provveduto ad eseguire un

repentino raffreddamento in acqua seguito da pressatura tramite ECAP a 433 K e da

un invecchiamento del materiale a 373 K.

32


5.1 Materiali e procedura sperimentale

I campioni per le prove sono stati ottenuti da barre estruse del diametro di 14.5 mm e

lunghezza 100 mm in lega Al 2024 e sono stati analizzati solo dopo essere stati

sottoposti a una ben precisa sequenza di fasi:

solubilizzazione a 773 K per 12 h

raffreddamento fino a temperatura ambiente in acqua

pressatura tramite ECAP

invecchiamento

Per le prove ECAP si è utilizzata una matrice di SKD 61 con un profilo costituito da

due canali cilindrici disposti ad angolo retto (Φ=90°) e raccordati con un angolo

Ψ=30°.

I vari campioni sono stati pressati in successione e ripetutamente con la route Bc

attraverso la matrice preriscaldata ad una temperatura di 433 K.

Dopo la prima passata si è eseguito l’invecchiamento sia a 448 K che a 373 K per

determinare quali fossero le condizioni ottimali.

I test sulla durezza e sulle proprietà meccaniche sono stati condotti per valutare la

resistenza e la duttilità dei materiali processati: la microdurezza Vickers è stata

misurata lungo un piano parallelo all’asse longitudinale del provino, imponendo un

carico di 100 g per 15 secondi, mentre lo studio delle proprietà tensili è avvenuto

tramite la ben nota prova di trazione, ossia registrando tramite un estensimetro la

deformazione della lega in funzione dello sforzo applicato

5.2 Discussione dei risultati

I grafici 18(a) e (b) mostrano la variazione della durezza Vickers, sia per le leghe

sottoposte ad ECAP sia per quelle che non hanno subito una deformazione plastica

severa, in funzione del periodo di invecchiamento ad una temperatura di 373 e 448 K

rispettivamente.

33


Grafico 18: Microdurezza Vickers della lega Al 2024 non processata (a) e processata(b) tramite tecnica ECAP in funzione del tempo di invecchiamento a 373 e 448 K

La prima cosa importante da notare è la notevole differenza tra i valori del parametro

denotato con Hv (Hardness Vickers), che nel grafico (b) raggiunge massimi che sono

circa il 70% in più rispetto a quelli del grafico (a).

Come già accennato sono state scelte due temperature alle quali eseguire

l’invecchiamento: 373 e 448 K.

Quando invecchiamo a 448 K il cosiddetto “picco di durezza” per i provini non

pressati si raggiunge dopo sei ore di trattamento, mentre per quelli che hanno subito

una pressatura tramite ECAP si arriva al medesimo risultato solo dopo 2 ore.

34


Un simile fenomeno è stato attribuito al fatto che il processo di invecchiamento è

accelerato quando si è in presenza di una elevata densità di dislocazioni in quanto

queste ultime sono luogo di numerosi siti per i precipitati.

Si può affermare quindi che ci sono zone in cui vi è una preferenziale segregazione

degli atomi di soluto e di conseguenza una più facile nucleazione dei precipitati dalle

segregazioni nelle dislocazioni.

Agendo ad una temperatura di 373 K invece, il “picco di durezza” per i campioni

sottoposti al processo di deformazione plastica severa (ECAP) si ottiene dopo trenta

ore di invecchiamento ed è quindi notevolmente ritardato rispetto al caso precedente,

inoltre assume un valore leggermente più alto.

Le curve della prova di trazione (deformazione-sforzo) per tutti i materiali studiati

sono riportate nel grafico 19(a) e (b).

I valori del carico di snervamento, del carico di rottura e delle deformazioni sono

riassunti nella tabella 1.

35


Grafico 19: Curve sforzo-deformazione della lega Al 2024 non processata e processata

tramite ECAP senza invecchiamento artificiale (a) con invecchiamento artificiale

a 373 K per 10, 20 e 30 h (b).

Tabella 4: Proprietà meccaniche della lega Al 2024 trattata e non trattata tramite ECAP

36


In accordo con i risultati ottenuti per le prove di durezza, il grafico 19(a) mostra che

un notevole incremento della resistenza si ottiene solo dopo aver pressato i campioni

di prova attraverso la matrice.

E’ interessante notare inoltre che il carico di snervamento della lega che ha subito

unicamente il trattamento di solubilizzazione è di circa 330 MPa contro i 570 MPa

riscontrati nel materiale sottoposto ad ECAP, questo ultimo valore è aumentato del

72%.

Per quanto riguarda l’allungamento a rottura, esso diminuisce drasticamente in

accordo con la teoria, che conferma gli stessi risultati anche per altri tipi di leghe

trattate; ciò è dovuto sostanzialmente al notevole tasso di incrudimento ricevuto dal

materiale durante la prima pressatura.

Quando il processo ECAP è combinato con il trattamento termico di invecchiamento a

373 K, vi è un ulteriore aumento delle caratteristiche meccaniche come mostrato nella

grafico 19 (b) e nella tabella 4.

Sia invecchiando per dieci, venti o trenta ore, i valori del YS (yield stress, ossia carico

di snervamento) e del UTS (ultimate tensile strength, carico di rottura) si assestano

intorno ai 630 e 710 MPa rispettivamente.

Le leghe non pressate, ma comunque sottoposte al trattamento di invecchiamento,

hanno mostrato un simile incremento di resistenza anche se si è arrivati a saturazione

in un periodo di tempo più lungo.

Questo significa ancora una volta che l’invecchiamento è accelerato in un materiale

sottoposto ad ECAP in quanto l’alta densità di dislocazioni facilita la nucleazione dei

precipitati che contribuiscono ad aumentare la resistenza della lega.

Il corrente trattamento termico è anche efficace nell’aumentare la duttilità dei

campioni pressati.

Dalla tabella 4 si può notare infatti che l’allungamento a rottura si assesta intorno a

valori pari a 10, 15 % dopo aver invecchiato dalle dieci alle trenta ore.

Attraverso una ricottura ad elevata temperatura gli studiosi hanno cercato di

migliorare la scarsa duttilità riscontrata nelle leghe processate tramite ECAP.

In molti casi comunque l’inevitabile ingrossamento del grano, associato al fatto che si

porta il materiale in temperatura, è stato considerato la causa dell’incremento di

deformazione totale a rottura e dell’inevitabile riduzione di resistenza.

37


5.3 Conclusioni

I risultati citati dimostrano chiaramente che il ciclo di operazioni implementato è

molto efficace nell’incrementare la resistenza della lega Al 2024.

Infatti eseguendo in ordine:

solubilizzazione a 773 K per 12 ore

rapido raffreddamento in acqua sino a temperatura ambiente

pressatura tramite ECAP a 433 K

invecchiamento artificiale a 373 K per 20 ore

il carico di snervamento e il carico di rottura raggiungono valori pari a 630 e 710 Mpa

che sono ottimi per una lega commerciale dell’alluminio.

Ciò è dovuto sostanzialmente all’alta densità di dislocazioni accumulata nel materiale

solubilizzato e alla presenza di precipitati finemente dispersi nella lega invecchiata.

In aggiunta all’aumento delle caratteristiche meccaniche di questi campioni si è

riusciti anche a mantenere un moderato livello di duttilità.

38


CONCLUSIONI

Tramite il presente lavoro è stato studiato il procedimento ECAP per l’ottenimento di

alluminio a grano ultrafine. In principio si sono analizzati i meccanismi che sono alla

base del processo di formazione dei micrograni e i metodi per ottimizzare il

fenomeno: si è visto che, nel caso di alluminio puro, per ottenere una struttura

omogenea ed isotropa è necessario operare un alto numero di passaggi nello stampo

seguendo una route opportuna (il mondo scientifico è diviso tra la route A e la Bc); se

però il materiale contiene dei precipitati il processo è molto più rapido grazie al

maggior numero di dislocazioni, generate dalla presenza di particelle estranee,

presenti prima del trattamento.

In seguito sono stati visti gli effetti dell’ECAP su tre diverse leghe di alluminio: Al-

Fe, Al-Mg e Al-Cu, che possiedono meccanismi di rinforzo rispettivamente per

ancoraggio del bordo grano, per soluzione solida e per precipitazione.

La lega Al-Fe è stata sottoposta ad un trattamento ECAP con una contropressione che

induceva sforzi idrostatici in modo da contrastare la formazione di cricche. Ciò ha

avuto una notevole influenza sui risultati finali.

La resistenza della lega allo stato di getto era 70 MPa allo snervamento, che è stata

aumentata sino a 216 MPa dopo 16 passaggi nello stampo, e addirittura 257 MPa

dopo un invecchiamento a 175°C per 4 ore. Il comportamento a trazione è di tipo

fragile, soprattutto se confrontato con altre leghe di alluminio, nel caso di leghe non

trattate; con il trattamento ECAP si è avuto un aumento di duttilità.

La durezza ha raggiunto valori molto elevati, con un valore di picco pari a 81 HV

(contro i 40 HV della lega non trattata).

Per quanto riguarda la lega Al-Mg, che allo stato di fornitura ricotto ha una resistenza

allo snervamento (Rs) di circa 80 MPa, è stata rinforzata fino a circa a raggiungere

392 MPa come carico di rottura. Una successiva ricottura abbassa notevolmente le

caratteristiche meccaniche, che raggiungono un minimo se si opera un trattamento a

250°C per un’ora: a causa della parziale ricristalizzazione lo snervamento scende a

140 MPa. Dalle curve di compressione si nota tuttavia come la lega mantenga un

comportamento duttile anche in presenza di elevati valori di resistenza.

39


La lega che subisce il maggiore incremento di resistenza è la lega Al-Cu: si va da 532

MPa (Rm) per una lega solubilizzata senza alcun altro trattamento, fino ai 715 MPa

per la lega solubilizzata, deformata tramite ECAP e invecchiata. La durezza in questo

modo raggiunge il valore massimo dopo 30 ore di invecchiamento ed arriva a 205

HV, contro un valore di 145 HV per la lega non pressata. La durezza può raggiungere

valori identici ma in solo 2 ore con un invecchiamento a temperatura più alta anche se

con minori valori di resistenza a trazione, dovuti a meccanismi di ingrossamento del

grano. Pur mantenendo caratteristiche duttili, l’allungamento percentuale diminuisce

nel materiale pressato rispetto a quello invecchiato.

In conclusione si è visto come il trattamento ECAP sia molto efficace nell’aumentare

la resistenza dell’alluminio, a seconda della lega si sono ottenuti incrementi anche del

200%, con l’incredibile mantenimento di una elevata duttilità.

Purtroppo la resistenza diminuisce notevolmente con l’aumentare della temperatura, e

questo pone un severo limite sulle possibilità di utilizzo.

E’ auspicabile comunque un prossimo utilizzo industriale del processo Equal-channel

angular pressing per la produzione di alluminio ad alta resistenza, in modo da

ottenere un materiale resistente come l’acciaio ma tre volte più leggero!

40


BIBLIOGRAFIA

- W. Nicodemi, Acciai e leghe non ferrose, Zanichelli, Bologna 2000

- W. D. Callister Jr, Scienza e ingegneria dei materiali, una

introduzione, Edises, Napoli 2002

- Horita, Furukawa, Nemoto, Langdon, Development of fine grained

structures using severe plastic deformation in Materials science and technology,

Novembre-dicembre 2000

- M. Vedani, Bassani, Cabibbo, Evangelista, Esperienze di

produzione mediante tecnica ECAP e proprietà di leghe di alluminio massive a

struttura ultrafine in La metallurgia Italiana, Marzo 2003

- Stolyarov, Lapovok, Brodova, Thomson, Ultrafine grained Al-5 wt.

% Fe alloy processed by ECAP with backpressure in Material science and

engineering, A357/2003

- Kim, Chung, Ma, Hong, Kim, Optimization and ductility of 2024 Al

by ECAP and post-ECAP aging in Scripta Materialia, 49/2003

- Muñoz-Morris, Garcia Oca, Morris, Mechanical behavior of dilute

Al-Mg alloy processed by ECAP in Scripta Materalia, 48/2003

- Chul-Baik, Estrin, Seop Kim, Jörg Hellmig, Dislocation density-

based modelling of deformation behaviour of aluminium under ECAP in Materials

science and engineering, A351/2003

- Cao, Godfrey, Liu, EBSP investigation of microstructure and

texture evolution during ECAP of aluminium in Materials science and

engineering, A361/2003

- Apps, Bowen, Prangnell, The effect of coarse second-phase

particles on the rate of grain refinement suring severe plastic deformation

processing, in Scripta Materalia, 48/2003

41


INDICE

INTRODUZIONE................................................................................................................2

CAPITOLO I: I MATERIALI UFG E I METODI DI OTTENIMENTO.............4

1.1 PRINCIPI DELL’EQUAL-CHANNEL ANGULAR PRESSING.......................................5

1.2 CONDOTTA DELL’EQUAL-CHANNEL ANGULAR PRESSING....................................7

1.3 INFLUENZA DEI PARAMETRI DI PROCESSO SUI RISULTATI FINALI.......................9

CAPITOLO II: CARATTERISTICHE MICROSTRUTTURALI.......................11

2.1 MECCANISMO DI AFFINAMENTO DEL GRANO.....................................................11

2.2 MISURA DELLE DIMENSIONI DEI GRANI.............................................................13

2.3 EFFETTO DI UNA SECONDA FASE SULL’AFFINAMENTO DEL GRANO................17

CAPITOLO III: LEGA AL-FE................................................................................20

3.1 INTRODUZIONE...................................................................................................20

3.3 CARATTERISTICHE DELLA MICROSTRUTTURA....................................................21

3.4 CARATTERISTICHE MECCANICHE.......................................................................22

3.4.1 Microdurezza...............................................................................................22

3.4.2 Lavorabilità e caratteristiche tensili...........................................................23

3.5 STABILITA TERMICA ED EFFETTI DELL’INVECCHIAMENTO...............................24

3.6 CONCLUSIONI.....................................................................................................25

CAPITOLO IV: LEGA AL-MG...............................................................................26

4.1 MATERIALI E PROCEDURA SPERIMENTALE........................................................26

4.2 DISCUSSIONE DEI RISULTATI..............................................................................27

4.3 CONCLUSIONI.....................................................................................................31

CAPITOLO V: LEGA AL-CU.................................................................................32

5.1 MATERIALI E PROCEDURA SPERIMENTALE........................................................33

5.2 DISCUSSIONE DEI RISULTATI..............................................................................33

5.3 CONCLUSIONI.....................................................................................................38

CONCLUSIONI.........................................................................................................39

BIBLIOGRAFIA..........................................................................................................41

42

Documents

Progetto di Materiali - Siti Personali | Libero …digilander.libero.it/beni82/materiali/progettoword.doc · Web view... al contrario dei comuni metalli a resistenza aumentata come